DŮM TECHNIKY ČSVTS ČESKÉ BUDĚJOVICE

INIS-mf—11575

DŮM TECHNIKY ČSVTS ČESKÉ BUDĚJOVICE

KROKY VE VÝVOJI ŽARUPEVNÍCH AUSTENITKKÍ OCELÍ A NIKLOVfCH SLITIN PRO ENERGETICKÉ STROJÍRENSTVÍ

1988

Československá vědeckotechnická společnost Jeaký výbor hutnické společnosti ČSVTS Celostátní odborná skupina pro žárupevné kovové materiály, odborná skupina přesného lití techniky ČSVTS české Budějovice

POKROKY VE VÍVOJI ŽÁ*RUPEVNÍCH AUSTENITICKÍCH OCELÍ A NIKLO-

-VÝCH SLITIN PRO ENERGETICKÉ STROJÍRENSTVÍ

Tábor,

1 9 8 8

OBSAH

r

str.:

'Úvod Ing.V.Bína, CSc.

1

. Vývojoví trendy v oblasti výzkumu a aplikace žárupevných au3tenitických ocelí Ing,R.Pech,DrSc.,Ing.J.Kakl,CSc.,Ing.J.Sobotka,CSc.

2

Hodnocení dlouhodobých žárupevných vlastností vybraných typů au3tsr.itic)cých ocelí Ing.J.Dolének,Ing.J.Sobotka,CSc.,Ing.V.Kupka,Ing.M. Sobotkové,Ing.V.Vodárek,CSc,Ing.V.Bína,CSc. ,p.m.

13

Studium strukturních změn nestabilizované austenitické oceli se zvýšeným obsahem křemíku při dlohodobé vysokoteplotní exploataci Ing.M.Vyklický.CSc.,V.Kabický,Ing.V.Bína,CSc., p.m. Ing.V.Vodárek,CSc.,Ing.K.Sobotková,Ing.T.Sobotka,CSc.

26

Fyzikálni metalurgické aspekty tečení au3tenitických chromniklovvch ocslí RNDr,K.Miliíka, C S c ,

33

Matematický popis proce3u teíení nestabilizovaných auster.iticicyčh'CrNi a CrNiMo ocelí Ing.V.3ína,CSc. ,ptm. ,. Ing. R. Pech, DrSc ., Ing.J. Koucký

40

Vliv obsahu hliníku na vlastnosti litých ocslí typu 15Cr25Ni s 15Cr35Ni Ing.K.Krbá5ek,CSc. .Ing.J.Kudrnian.CSc. ,Ing.P.Pech,Dr3c.

49

Nové poznatky o materiálové problematice odstřeiivě litých trubek Ing.J.Kudlička,Ing.R.Daněk,Ing.K.Klobása,CSc.

56

Žárupevné Mi slitiny-vlastno3ti,technologie,užití Ing.J.KakljCSc.,Ing.R.Pech,DrSc.

62

Vysokoteplotní koroze Ni slitin a jejich povrchové ochrany Ing,R.Pech,DrSc,Ing.J.Hakl,CSc.

80 •

Využitie práškovej metalurgie v oblasti niklových žiarupevných zlietin Š.Emmer,A.Havald8

87

Využitie metódy riadenej kryštalizácie pre zvyšovanie Užitkových vlastností niklových žiarupevných zliatin Doc.Dr.Ing.M.Žitňanský,DrSc.

96

Struktura a vlastnosti tvářených disků pro plynové turbiny I.ig.K.Hrbáček,Ing.J.Kudrn;ar.,CSc. ,RNDr.J.Holub,CSc.,

102

Základní užitné vlastnosti nové Ni slitiny LVK-15 Ing.J.Hakl,CSc.,Ing.H.?ech,DrSc.,lng.V.Bína.CSc.,p.n., Ing.K.Hrbéček,CSc.,Ing.L.Záboj

109

Nové prístupy k hodnoteniu morfológie fáz v niklových žiarupevných zliatinách P.Hroch.M.Sukovský

116

Vlastnosti Ni slitin rozhodující při odhadech nízkocyklového únavového života disku leteckých turbínových motorů Ing.J.Statečný,CSc.,

122

v

- 1 -

tfVOD V předkládaném sborníku jsou uvedeny příspěvky ze senináře POKROKY VĽ VÝVOJI ZJQOJIEVHÍCH AUSTENITICKÝCH OCELÍ A NIKLOVÝCH SLITIN PRO ENERGETICKÉ STROJÍRENSTVÍ, konaného 1.-2.11,1988 v Táboře, .Cílem akce bylo zhodnocení současného stavu znalostí o vlastnostech a technologiích žárupevných austenitických ocelí a Ni slitin. Jedná se o materiály, používané v teplotním intervalu zhruba 600 až 1100 C, kde stěžejními procesy poškozování jsou tečení, únava a vysokoteplotní koroze. Pozornost je věnována převážně výsledkům aplikovaného výzkumu.

Ing.Vladimír Bína, CSc.,p.m. odborný garant semináře

A

í

- 2 -VÝVOJOVÉ TRENDY V OBLASTI VÝZKUMU A APLIKACE ZA*RUPEVNÝCH AUSTENITICKÝCH OCELÍ. Ing. Radovan Pech, D r S c , Ing. Jan Hakl, CSc., Ing. Jaromír Sobotka, CSc. SVÚM P r a h a , Vtf VZKG O s t r a v a 1 . ÚVod Austenitické oceli jako žárupevné materiály začaly být používány mnohem později nežli oceli nízkolegované. Počátek použití austenitických ocelí spadá do začátku čtyřicátých let. Nejdříve byly austenitické oceli použity na lopatky prvních plynových turbin. Koncem čtyřicátých let pak na trubky parních kotlů s velmi vysokými parametry páry. Vývoj chromniklových austenitickýcii žárupevnýcli ocelí byl zahájen v druhé polovině třicátých let v Německu /1/. Byly vyvinuty velmi komplexní oceli bohatě legované niklem as přibližně do 35 % hm., které vytvořily základní koncepci austenitických ocelí s velmi vysokou žárupevností. Později bylo započato, s výzkumem žárupevných austenitických ocelí pro potřeby plynových turbin ve Velké Britanii, USA a SSSR. Další vývoj plynových turbin, zejména prudké zvyšování vstupních teplot plynů si však vyžádal přechod na materiály s vyšší žárupevností nežli jsou schopny poskytnout austenitické oceli* Jednalo se o kobaltové a niklové slitiny. Zájem o žárupevné austenitické oceli s obsahy niklu kolem 35 % hm.byl potlačen do pozadí. V poslední době se však opět o tento typ probudil zájem metalurgů. Vyvolaly jej zejména potřeby plnicích dmychadel spalovacích motorů. Dalším typem žárupevných austenitických ocelí jsou oceli jejichž základ tvoří klasická nerezavějící ocel obsahující 18 % hm.chrómu a 8 % hm. niklu. Nároky na zvýšení účinnosti parních centrál vyvolaly na rozhraní čtyřicátých a padesátých let potřebu materiálů s vyšší žárupevností a také žáruvzdorností nežli jsou schopny poskytnout nízkolegované oceli. Vznikly projekty centrál s pracovní teplotou páry převyšující 600°C. Bylo třeba vyvinout trubkové oceli levnější a technologicky méně náročné nežli představovaly původní typy urče-

' J i né pro lopatky prvních plynových turbin. Klasický typ nerezavějící oceli 18/8 Crííi nemohl vyhovět novým požadavkům, zejména pro jeho nízkou stabilitu vlastností při dlouhodobé expozici v oblasti teplot nad 45O°C. Nestabilita klasické oceli 18/8 je způsobena především precipitací karbidu chrómu na hranicích zrn. Jejím důsledkem je pak náchylnost oceli k interkrystalické korozi. 'Také žárupevnost této oceli je příliš nízká. Základní typ byl proto legován prvky, které stabilizují uhlík při vysokých teplotách a dále prvky, které zvyšují žárupevnost oceli. Konečně bylo manipulováno s obsahem chrómu a niklu, aby vznikly typy odolné proti vylučování škodlivé fáze sigma. Vývoj oceli pro trubky parních centrál s vysokou teplotou páry se odlišoval v různých zemích. Bylo možno zaznamenat různé vývojové směry ve Spolkové republice Německo, Velké Britanii a Sovětském Svazu. Také Československo v té době si razilo svou cestu úspornými ocelemi na bázi Cr-aín. Od této cesty však bylo pro některé neúspěchy upuštěno. Centrály s vysokými teplotami páry však vyžadovaly, aby bylo použito austenitické oceli i na lopatky prvních stupňů parních turbin. V této oblasti bylo při vývoji využito zkušeností s původními austenitickými ocelemi pro lopatky plynových turbin. Významnou kapitolu ve vývoji austenitických ocelí pro trubky parních centrál sehrála svařitelnost těchto ocelí. Velmi dlouhou dobu se nedařilo úspěšně zvládnout praskání svarových, spojů v průběhu dlouhodobé expozice při vysokých teplotách. Pokusné centrály s velmi vysokými parametry páry vykazovaly vysokou poruchovost a také pořizovací náklady se jevily jako neekonomické. Trend zvyšovat pracovní teploty parních centrál přežil asi jedno desetiletí. Začátek šedesátých let byl vyznačen ústupem od vysokých pracovních teplot a ty se vrátily na úroveň asi 540 C. Rostly ovšem jednotkové výkony parních centrál. I při výstupních teplotách páry kolem 540°C se u velkých kotlů nedařilo udržet teploty některých částí přehřívákových systémů pod teplotou 57O-58O°C, aby bylo možno pro celý přehřívákový systém používat nízkolegované oce-

j> j? ř

;:• -i

- 4li. Zde se opět otevřel, prostor pro použití austenitických ocelí. 2. Vývoj austenitických ocelí v zahraničí Intenzivní vývoj austenitických žárupevných ocelí pro trubkové systémy parních centrál probíhal zejména v SSSR, USA a Spolkové republice Německo. Trvní austenitická ocel pro trubky použitá v SSSR nesla označení Chl8N9T /2/« Jednalo se tedy o stabilizovanou ocel titanem, obsahující dále 18% hm. Cr a 3% hm. Hi. Byl to tedy relativně úsporný typ z hlediska legování niklem, který trpěl některými neduhy. Rada z nich byla společná i dalším vyvinutým typům. Tato ocel se ukázala jako málo stabilní v procesu dlouhodobé exploatace při vysokých teplotách. Precipitace karbidů na hranicích zrn probíhala rychle i přesto, že ocel byla stabilizována. Z tohoto důvodu byl u dalšího vývojového typu zvýšen obsah niklu na 12% hm. Ocel označená Chl8N12T se ukázala jako výhodnější z hlediska stability vlastností a je v SSSR používána dosud. Hlavní potíží při aplikaci austenitických ocelí bylo praskání svarových spojů zejména trubek s tloušťkou stěny nad 25mm při dlouhodobém provozu. Při řešení tohoto problému se ukázalo, že je možné praskavost svarových spojů omezit, obsahuje-li svarový kov, ale i základní materiál, nízké % feritické složky. Byla rozvinuta řada teorií, které tento jev objasňovaly. Z nich nejpřijatelnější se jeví teorie^podle které je ferit schopen rozpouštět zejména více kyslíku nežli austenit a tím omezit přítomnost kyslíku na hranicích zrn /3,4/. Minimalizace obsahu kyslíku na hranicích zrn vede ke zvýšení pevnosti hranic zrn a tím ke zlepšení chování svarových spojů, které jsou kromě základního napětí namáhány přídavnými vnitřními pnutími. Zkušenosti se stabilizovanými ocelemi, zejména s jejich svarovými spoji.vedly k vývoji nestabilizované oceli označené Chl6li9M2 /2,5/. Tato ocel obsahuje kontrolované množství feritu od 1 do 4% a vyznačuje se velmi dobrými plastickými vlastnostmi. V SSSR byla značná pozornost věnována velikosti auste-

- 5 nitického zrna /6/. Ukázalo se totiž, že žárupevnost austenitických ocelí je silně závislá na velikosti zrna. Proto všechny žárupevné austenitické oceli používané v SSSR mají normou předepsanou velikost zrna o stupni 5-3 dle GOST. Obdobný vývbj jako v SSSR proběhl i v USA /7/. Na počátku vývojové řady stála ocel AISI 321 , která je identická se sovětskou ocelí Chl8N12T. U oceli AISI 321 byla rovněž předepsána minimální velikost austenitického zrna a sice č.7 dle stupnice ASTM. Dalším typem byla ocel AISI347 stabilizovaná niobem. Poslední ocel ve vývojovém řetězci je nestabilizovaná ocel AISI 316 H / 8 / . Tato ocel obsahuje ve srovnání s ocelí Ch16N9M2 více niklu, okolo 13% hm. a o 1 % hm« více molybdenu. Ocel AISI 31 6 H prodělala sérii vývojových stupňů.. První stupeň zaznamenal snížení obsahu uhlíku z asi 0,1% hm. na obsah pod 0,03íó. Snížení uhlíku vedlo k poměrně podstatnému zlepšení plasticity zejména po dlouhodobém provozu při vysokých teplotách. Původně byla ocel AI3I 316 L s nízkým obsahem uhlíku aplikována v chemických zařízeních, kde byl kladen důraz na zvýšenou odolnost oceli proti interkrystalické korozi. U nestabilizovaných ocelí sehrává s ohledem na jejich žárupevnost významnou roli dusík a bor /20-22/. Oba tyto prvky nají pozitivní vliv na pevnost mezifázové hranice, což při nanáhání tečením rezultuj e v prodloužení časů do lomu. V současné době je projednáván návrh ISO na rozdělení oceli AISI 31 6 na dvě značky a sice na značku s obsahem bóru pod 0,03% hm. bóru a na značku s obsahem bóru vyšším nežli 0,03% hm. Nestabilizované oceli s přísadami dusíku a bóru se vyznačují dalším zvýšením plasticity při tečení a to i po velmi dlouhých expozicích při vysokých teplotách /23,24/. U těchto ocelí při teplotě 650°C a expozici 10^ h je dosahováno běžně tažnosti při tečení nad 10 %. Ve Spolkové republice Německo byl kladen při vývoji žárupevných trubkových austenitických ocelí značný důraz na zvyšování jejich žárupevnosti /9/. Dále byly požadovány výhradně stabilizované oceli. Základním typem, ze kterého byly odvíjeny další varianty sestála ocel X8CrNiMb16 13, obdoba

- 6oceli AISI 347. Ocel byla dále legována molybdenem a vanadem. Tak vznikla řada ocelí označených X8CrlíiMolíb1 6 13, XSCrlíiMo-Hbi6 16 a X8CrNiMoVltfb1 6 13 /10,ll,12/. Všechny modifikace oceli X8CrlíiIfbi6 13 vykazují ve srovnání s touto ocelí zvýšenou žárupevnost. Nejvyšších hodnot bylo dosaženo u oceli X8CriíiMoVNb16 13. S ohledem na odolnost proti křehnutí při dlouhodobé expozici se však projevila jako nejvýhodnější původní X8CrNilTbi6 13 /13/, která se zřejmě z těchto důvodů ve Spolkové republice Německo nejvíce ujala. Ocel obsahující vanad byla později zamítnuta pro nižší odolnost proti opálu /14/. Retrospektivně je možno konstatovat, že vývojová tendence po vysoké žárupevnosti německých ocelí se setkala s úspěchem. Součásti vyrobené z ocelí s vyšší žárupevnosti mohou mít slabší stěny, což bylo zřejmě důvodem, že v literatuře chybí údaje o problémech s praskáním svarových spojů austenitických ocelí, použitých ve Spolkové republice Německo. Závažným problémem použití austenitických ocelí je spojení mezi austenitickou a nízkolegovanou ocelí. Přechod z jedné oceli na druhou je nutný u přehřívákových a přihřívákových systémů, u kterých jen část trubek pracuje při vysokých teplotáchypři kterých je nutné aplikovat austenitickou ocel. Druhá část systému pracuje při teplotách nižších a z ekonomických důvodů je vhodné ji vyrobit z nízkolegované oceli. Při vysokých teplotách dochází v kovovém styku mezi austenitickou a nízkolegovanou, feritickou ocelí k difúzi uhlíku z feritické do austenitické oceli. Vzhledem k různé aktivitě uhlíku v železe ^ a cK se jedná o tzv. "uphill" difúzi, při které obsah uhlíku v blízkosti rozhraní posléze převýší obsah uhlíku v nízkolegované oceli. Zvýšený obsah uhlíku v austenitické oceli má negativní dopad na vlastnosti této oceli. Je to jednak zkřehnutí a dále pak snížení odolnosti proti interkrystalické korozi v důsledku precipitace karbidů na hranicích zrn. Dále při promíšení obou kovů dostáváme kontinuální změnu chemického složení na rozhraní. V určité oblasti pak existuje martenzitická struktura s nevhodnými vlastnostmi. Z titulu rozdílných koeficientů tepelné roztažnosti obou typů ocelí vznikají ve styku přídavná napětí. Jako řešení problému tzv. přechodu ferit-austenit se uja-

- 7la aplikace barier proti difúzi uhlíku^tvořených kovem s vysokým obsahem niklu. Typickým zástupcem této aplikace je např. elektrodaTermanit Nicro 82^dávající svarový kov o přibližném obsahu 80% hm. niklu a 20$ hm. chromujiegované dále 1% hm. niobu. Byly také vyvinuty firmou Mannesmann specielní naválcované samostatné mezikusy, kde mezivrstvu tvoří čistý nikl. V Sovětské**Svazu však byly získány pozitivní zkušenosti s přímým svařováním bu3. nízkolegovanou nebo austenitickou elektrodou /5/« Rozsáhlý výzkum žárupevných austenitických ocelí na lopatky plynových turbin byl zahájen v předválečném Německu v letech 1937-8. Jeho vrcholem se stala známá ocel Tinidur 15Cr3ONi2Ti /l/. Tato ocel byla první austenitickou ocelí, které bylo použito ve stavbě plynových turbin. Jednalo se o ocel vytvrzenou fází y -Ni-jTi. Později obdobný vývoj probíhal ve Velké Britanii a USA /7/, kde se původně stala vrcholným typem ocel A286-15Cr25JíiMoVTiAl. Tak vznikly v podstatě dva základní typy používané dosud, a to typ 15/25Crlíi a 15/35 Crili.legované dalšími přísadami. Po zvládnutí otázek precipitačního vytvrzení niklových slitin fází £* -Hi,(AI,Ti) ae přešlo i u žárupevných austenitických ocelí na jejich legování hliníkem a titanem. V Sovětské Svazu byla rovněž věnována značná pozornost žárupevným austenitickým ocelím pro plynové turbiny / 2 / . Typickými zástupci vrcholných austenitických ocelí vyvinutých v Sovětském Svazu jsou P-1 92-1 5Cr25NiTiAl a El 787-1 5Cr35Iíi WAlTi. 3. Vývoj austenitických ocelí v Československu Původní vývoj žárupevných austenitických ocelí pro trubkové systémy opět vycházel z klasické korozivzdorné oceli 18/8 CrNi. V SOIíP Kladno ~ Poldina Huí byla úspěšně rozpracována chromniklová ocel Poldi AKVS3, která vykazovala slibné výsledky. Záhy však byla přijata varianta austenitických ocelí na bázi MnCr, jejíhož vývoje sě ujaly Vítkovické železárny. Jednalo se o úspornou variantu s ohledem na absenci niklu. Původně byly Mn-Cr oceli vyvinuty v Německu. Je známá ocel zvaná Chromadur /!/. V USA také vznikla serie manganchromových ocelí

- 8označená 200 /7/« V Československu byla vyvinuta řada ocelí s postupně se zvyšující žárupevností. Byly to oceli lSMn8CrTi (CSU 417481), 18Mn10CrV (CSU 417482) a 18Mn8CrMoV (ČSN 417483). Mn-Cr oceli vykazovaly ve svém průměru ekvivalentní žárupevnost ocelím Cr-Ni. V průběhu expozice při vysokých teplotách v nich probíhají.rovněž obdobné změny, které veäou k jejich křehnutí (precipitace Mp-jCg na hranicích zrn). Mn-Cr oceli však byly relativně odolné proti tvorbě fáze sigmaA5/» Vážným nedostatkem kromě intenzivního křehnutí oceli během expozice při vysokých teplotách je u ocelí En-Cr nestabilita austenitické matrice při tváření. Při tváření austenit v těchto ocelích ochotně transformuje na fázi O( podle reakce $"-*

b

S -*ťX ; /9,15/. Po transformaci na křehkou fázi ©<' , při které se současně generují vysoká vnitřní pnutí^vznikají při výrobě trubek v jejich stěně trhliny, zpravidla axiálního směru. Tyto trhliny se staly zdrojem masových poruch trubek během jejich následného provozu. Při úrovni defektoskopických metod v období šedesátých až sedmdesátých let bylo prakticky nemožné tyto trhliny odhalit. Mn-Cr oceli jsou také extrémně náchylné k nauhličování mazadly používanými při výrobě trubek /15/. Nauhličení pak vede k intenzivnější precipitaci karbidu MpoC,,, ke katastrofickému zkřehnutí a podstatnému snížení odolnosti ocelí vůči interkrystalické korozi. Negativní zkušenosti s Mn-Cr ocelemi daly v sedmdesátých letech podnět k vývoji nové Cr-Ni oceli určené zejména pro přehřívákové systémy. Po známých zkušenostech ze zahraničí byla jako model při vývoji československé oceli pro trubkové systémy vybrána AISI 316 H. Tato znečka byla záhy osvojena pod označením Csií 417341. V Československu je dosud věnována pozornost této oceli, kte. rá je používána jak v energetickém, tak i chemickém průmyslu. V Vlf VŽSKG-Ostrava jsou sledovány varianty s nízkým uhlíkem a zvýšeným dusíkem resp. bórem /23,24/. Vývoj těchto variant se jeví jako velmi úspěšný. S ocelí 17341 jsou v Československu jak pozitivní, tak negativní zkušenosti. Negativní zkušenosti se zdají být však specifickým Československým problémem. Značné množství popělo-

- 9 vin. vznikajících při spalování málo výhřevného paliva., j e příčinou zanášení zejména přihřívákových systémů. Systémy jsou čištěny vodou, která' z popelovin vyluhuje silně agresivní substance, kterými jsou zejména při odstávkách kotlů trubky napadány korozí. Pro svařování oceli 17341 byly v Československu vyvinuty elektrody nebo dráty. Jedná se o elektrody E-B 422 nebo dráty GI 422 o složení 18% tam. Cr, 8% hm. Ni dále legované 2% hm. molybdenu. Pro svařování trubek z oceli 17341 s trubkami z nízkolegované oceli byla původně používána dovezená elektroda Termanit Nicro 82, v minulých letech byly vyvinuty v Československu elektrody s nižším obsahem niklu. Jsou to elektrody E-B 461 Cr20Ni37 a E-B 463 Cr20Ni37Ho5,5. Pro aplikace austenitických ocelí v oboru plynových turbin bylo v Československu vyvinuto rovněž několik ocelí. Typickými zástupci je ocel Poldi AKRN-15Cr35Ni«IMoAlTi a úsporná AKRNS-15CrNiWAlTi /16/. Pro tyto tvářené oceli se dosud našly jen omezené aplikace. V posledních letech vzrostla potřeba oceli na lopatky plnicích dmychadel spalovacích motorů. Při velkých sériích se jeví jako ekonomické, použití přesně litých lopatek nebo věnců. Nedařilo se však dlouhou dobu vyrobit takové odlitky metodou přesného lití prosté defektů. Kombinace austenitické oceli s velkou smrštivostí s velmi pevnou a tuhou skořepinovou formou vyústila v trhliny generované při chladnutí odlitků. V minulých letech se podařilo tento problém vyřešit aplikací tzv. BC konceptu u austenitické oceli /19/. BC koncept byl původně aplikován u niklových slitin Hamersley-em a Durberem /17f18/. Jednalo, se o snížení obsahu uhlíku ve slitině pod úroveň 0,03% hm, a legování bóru v množství okolo 0,1% hm. Snížením obsahu uhlíku byla minimalizována uhlíková reakce v tavenine, která je jednou z hlavních příčin vzniku porezity odlitků. Bor obsažený ve slitině zřejmě eliminuje negativní působení kyslíku a případně dalších stopových prvků na mezifázových hranicích resp. hranicích zrn. Tím jsou hranice zpevněny a při absenci pórů, které mohou působit jako startéry magistralnich trhlin, je eliminován i vznik těchto trhlin v průběhu chladnutí odlitků. Byla vyvinuta austenitic-

- 10 ká litá ocel ÍVN 13 /19/, u které byl aplikován BC koncept. Tato ocel projevila velmi příznivé slévárenské vlastnosti. V přesně litých odlitcích lopatek a věnců,určených pro přeplňovací dmychadla/vykazuj e ocel LVW 13 nulovou zmetkovitost z titulu defektů charakteru trhlin. Ocel LVlf 13 - Cr15Ni35Mo WAlTi má i velmi dobré mechanické vlastnosti při zvýšených teplotách. Při obsazích hliníku a titanu legovaných na horním okraji rozsahu/kdy v oceli ještě nevzniká fáze sigma, předčí ocel LVIí 13 niklovou slitinu LVU 4.

'l

4. Závěry 1 ) Vývoj austenitických žárupevných slitin byl iniciován jednak potřebou materiálů s vyšší žárupevností a korozivzdorností pro lopatky plynových turbin a dále pro trubky parních kotlů a lopatky parních turbin energetických bloků s velmi vysokými parametry páry. 2) Austenitické oceli určené pro výrobu trubek parních kotlů s velmi vysokými parametry páry jsou v podstatě modifikace původní korozivzdorné oceli 18/8 Crwi. Na počátku vývoje byla tato ocel používána ve stabilizované formě. Jako stabilizační legůra byl používán zejména titan, kterým byl vázán uhlík do stabilních karbidů. Stabilizace uhlíku byla vyvolána obavami z interkrystalické koroze ocelí při velmi dlouhých expozicích v oblasti vysokých teplot. Dalším vývojovým stadiem bylo legování prvky zvyšujícími žárupevnost austenitických ocelí. Jednalo se zejména o molybden, vanad a wolfram. Jedním z posledních kroků při vývoji austenitiských ocelí pro trubkové systémy byl přechod na nestabilizované oceli. Tyto oceli se ukázaly jako technologicky velmi nenáročné. Ujala se varianta 1 6Cr122íi2iío, která se v současné době používá na celém světě. U této varianty byl posléze snížen uhlík pod mez 0,03% hm. a tím sníženo nebezpečí interkrystalické ' koroze. Konečně jsou vyvíjeny další varianty této oceli obsahující kromě zmíněných legůr malé přísady bóru a dusíku. Těmito přísadami je zvyšována žárupevnost nestabilizované oceli. 3) V Československu byla na počátku zvolena odlišná cesta od světového trendu. Byly vyvinuty úsporné austenitické oceli pro trubkové systémy na bázi HnCr. V průběhu exploatace se ukázala celá řada nevýhod těchto ocelí. Bylo proto upuštěno

- 11 -

H '1 I j I f I | f

od jejich, používání a přijat typ austenitické nestabilizované oceli 1 6Cr12Ni2i»ío. 4) Značné problémy při použití trubkových austenitických ocelí byly v oblasti jejich svarových spojů. Tyto problémy se vyskytovaly zejména u silnostěnných trubek s tloušíkou stěny nad 25 mm. S ústupem od velmi vysokých teplot páry se posléze přestalo tak silných trubek používat a v současné době jsou stavěny kotle, u kterých jsou austenitické trubky používány výhradně na přehřívákové a přihřívákové trubky s mnohem menšími tloušťkami stěn.- U těchto trubek resp« systémů zůstává slabým místem spoj mezi austenitickými a nízkolegovanými feritickými trubkami. Přehřívákové a přihřívákové systémy jsou totiž zpravidla kombinovány z obou typů ocelí. K zabránění difúze uhlíku z nízkolegované do austenitické oceli jsou používány spojovací materiály s vysokým obsahem niklu typu 20/80 CrHi. V poslední době se přechází na materiály s nižším obsahem niklu typu 20/37 CrIJi. 5) Po potřeby plynových turbin byly vyvinuty žárupevné austenitické oceli na bázi 15/25 Criíi a 15/35 CrUi^,legované dalšími přísadami jako jsou molybden, wolfram a titan. Po rozpracování precipitacně vytvrditelných niklových slitin íází Ni,(AI,Ti) se přešlo na vyt vrd.it e lué vysoko lego vane austenitické oceli. Pak k legování přistoupil i hliník. Obor plynových turbin se stal posléze doménou niklových slitin. Austenické oceli nacházejí v současné době své uplatnění v oboru plnicích dmychadel spalovacích motorů. V Ceskoslovensku byla pro tyto účely vyvinuta litá ocel LVU 13 - 15Cr35iíiMoWAlTi, u které byl aplikován tzv. BC koncept. Uhlík byl snížen pod 0,03% hra. a dále je do oceli legován bór v množství okolo 0,1% hm. Tato ocel vykazuje velmi dobré slévárenské vlastnosti. Je možno z ní vyrábět technologií přesného lití bezdefektní lopatky a věnce plnicích dmychadel. Svými vlastnostmi se ocel LVíľ 13 vyrovná lité niklové slitině LVTÍ 4. 5. Literatura 1/ KONTSCHER W.,KILGER H.,BI£GLER H.: Technische Bausťáhle Verlag Wilhelm Knapp, Hall 1953

2/ LIBERÍÍAM L.A..PEJSICHIS M.J.: Spravočnik po svojstvam stálej i eplavov primeňajemych v kotloturbostrojeniji. CKTI-Leningrad 1966 3/ WIEBMANN H.W.: Industrie Auzeiger I960, č.93 4/ KAUHAUSEIJ E.,KAFTZ H.B.: British Welding J. 1962, č.9, str.266

5/ PECH R. ,BÍ1ÍA V.: Cest. zpráva z SSSR-SVtfíí 1971 6/ TYČKOVSKAJA T.V.: Trudy CNIITMAŠ 87-88-1969 7/ CLAUS P . J . : Eng. Guide to High Temp. Mat. Addison-Wesley Comp., Massachusets 1969 8/ BLUKBERK H.S.: Type 31 6 - Climax Molybdenum Co.1965 9/ PROTIVA K, : Hutník sv. XX, 1970, 5.9, str.346 10/ Katalog fy Thyssenrohr, Dusseldorf 1964 11/ Katalog fy Phonix Reinrohr AG 1S64 12/ Ergebnise deutscher Zeitstandversuche-Verlag Stahleisen, Dusseldorf 1969 13/ HEINRICH M. a s p o l . : Mitt VGB seš.93, 1964, s t r . 394 14/ BAUMANlí K.: Ifickel Berichte sv. 36, 1968, č.5, str.81 15/ POLDYNA V.: Zpráva Vtf VŽKG P/201/71/48 16/ VODSE33XLEK J.,VYSTYD M.,PECH R.: Vlastnosti a použití žárupevných ocelí a s l i t i n . SNTL 1974 17/ HAMMERS1EY C.A„:Proc. 13th Annual BICTA Conf., Sheffield UK 1976, s t r . 4 . 1 18/ DURBER G.L.R.,HAMláERSLEY C .A. :Metalurgia 1979, Oct., s t r . 628 19/ PECH R.,HAKL J. a spol.: Vlast, nové lité žárup. aust. oceli odolné proti vzniku trhlin za tepla. Sborník: Nové poznatky z oblasti PL mat. vytavitelného modelu. DT ČSVTS Č.Budějovice 20/ FIELDS R.J..ASHBY M.S.: Met. Transactions/ sv.11 A,1980, str.333 21/ LAI J.K.: J.Huclear Mat. sv. 82, 1979, str.123 22/ LAI J.K.,WICKENS A.: Acta Met. sv.27, 1979, str.217 23/ SOBOTKA J. a spol.: Sborník z 9.Prakt.konf.,Tatranské Matliare 1987, str.183 24/ SOBOTKA J. a spol.: Hutnické listy - v tisku.

- 13 HODNOCENÍ DLOUHODOBÝCH ŽÁRUPEVNÝCH VLASTNOSTÍ VYBRANÝCH TYPU AUSTENITICKÝCH OCELÍ Ing. Jan Dolének, Ing. Jaromír Sobotka, C S c , Ing. Vladimír Kupka, Ing. Marie Sobotková, Ing. Vlastimil Vodárek, CSc. VÍTKOVICE - Železárny a strojírny Klementa Gottwalda, Ostrava Ing. Vladimír Bína, C S c , prom. mat. Státní výzkumný ústav materiálu, Praha 1. Úvod Vysocelegované austenitické oceli jsou vhodným konstrukčním materiálem pro nejnamáhanější části zařízení tepelné i jaderné

energetiky,

vystavené

creepu. Ve srovnání

provoznímu

s jinými

typy

namáhání

žárupevných

v

oblasti

ocelí

se při

těchto aplikacích využívá především jejich příznivých charakteristik nosti

dlouhodobé proti

žárupevnosti,

vysokoteplotní

creepové

oxidaci

v

plasticity

pracovním

a odol-

prostředí.

V předloženém příspěvku posoudíme nejvýznamnější faktory, které ovlivňují dlouhodobé žárupevné vlastnosti nestabilizovaných CrNiMo ocelí typu AISI 316 příp. 304 s proměnnými obsahy uhlíku,

dusíku

a molybdenu

a

titanem

stabilizovaných

ocelí

typu AISI 321. Uvedené materiály patří k celosvětově nejrozšířenějším typům žárupevných austenitických ocelí, uplatňovaných ve formě trubek, plechů nebo výkovků v energetických zařízeních /1-3/. Při

stanovení

hodnot

meze

pevnosti

při

tečení

bylo

u

všech hodnocených souborů výsledků creepových zkoušek použito popisu

napětové

a

teplotní

závislosti

doby

do

lomu

podle

Pecha, Kouckého a Bíny / 4 / ve tvaru: log t = A-j+Ajlogl- - zjU+Aplogl- - ~ Ve vztahu (1) t 6=

aplikované

log sinhíkTGJ+Aglog sinh(kTff).

(1)

= doba do lomu [h], T = absolutní teplota [ K ] , napětí

QyiPa], A Q ,

A1,

A^,

A~

T., a

k jsou

konstanty. 2. Ověření vlivu chemického složení na žárupevné vlastnosti oceli 17341 Hodnocení mikrostruktury a vlastností přehřxvákových tru-

- 14 bek z oceli jakosti 17341 (AISI 316H) bylo uvedeno v našich předchozích pracích /5-7/. V poslední době bylo upřesněno chemické složení zkoumaných taveb, což se týkalo především obsahů intersticialnich prvků. V tab. 1 jsou kromě chemického složení jednotlivých taveb uvedeny hodnoty středního průměru austenitického zrna a meze kluzu při 20°C a dále vypočtené hodnoty meze pevnosti při tečení za 1 0 4 a 10 h při 600 a 650°C. Příklady průběhu napětové závislosti doby do lomu u taveb FE, FF a FH uvedeny na obr. 1. Nejvýznamnějšími faktory, ovlivňujícími žárupevnost souboru hodnocených taveb, se jeví obsahy boru a dusíku. Jejich kolísání vysvětluje zhruba 80 až 90 % variability hodnot R T /10 a R m/10 při 600 a 650°C. S indexy násobné korelace 0,891 až 0,931 můžeme tuto skutečnost vyjádřit regresními vztahy: R m T /10 4 /600 = 153,3 + 982 (%N) + 5890 (%B) (2) 5 R m T /10 /600 = 82,7 + 920 (%N) + 5527 (%B) (3) R m T /10 4 /650 = 87,2 + 815 (%N) + 5208 (%B) (4) R m T /10 5 /650 = 41,1 + 657 (%N) + 3945 (%B) (5) Z dalších prvků, přítomných v hodnocených tavbách, se může zejména při teplotě 650°C příznivě projevit zvýšení obsahu uhlíku, a to následkem vzrůstu podílu intragranulárně vyloučeného podílu M 2 3 Cg /5,8,9/. Ostatní přítomné prvky a rovněž tak velikost austenitického zrna kolísají ve velmi úzkém rozmezí /5/, takže specifikace jejich vlivu na dlouhodobou žárupevnost prakticky nepřichází v úvahu. Vzrůst žárupevnosti při zvýšení obsahů boru a dusíku souvisí u oceli 17341 především s příznivým vlivem těchto prvků na disperzi intergranulárních částic a na pevnost jejich mezifázového rozhraní s matricí /&,10-14/. Přítomnost souvislého sítoví částic M-gCg a intermetalických fází a , /»? a OL na hranicích zrn vede ke ztížení procesu nukleace, růstu a vzájemného propojování kavit a tím k rozšíření oblasti transgranulárních lomů k delším časovým horizontům a ke zvýšení creepové plasticity /8,10,14-19/. Tato skutečnost je zřejmá u tavby FF (obr. 2,3), u níž při obsazích 0,043 % N a 0,0059 % B byla pozorována nejvyšší úroveň žárupevnosti i creepové plas-

- 15 ticity

(tab. I, obr. 3 ) . Na druhé straně pak přítomnost hru-

bých izolovaných částic karbidů M _ 3 C g fází

a

M

6

C a

i n t e r m e t a l i c k

ý

c n

v , X a *?, na hranicích zrn (obr. 4) vede např. u taveb

FE a FH k poměrně snadné nukleaci kavit a preferenci intergranulárního

porušení

/8,15/

a

vé

svých

důsledcích

k

poklesu

dlouhodobé creepové plasticity i žárupevnosti (tab.I, obr.3). 3. Vliv molybdenu a dusíku na žárupevné vlastnosti nestabilizovaných ocelí s velmi nízkým obsahem uhlíku Dusík

je

významným

nestabilizovaných

legujícím

ocelích, např.

prvkem

typu

v

nízkouhlíkových

AISI

316L

nebo

304L,

u nichž se při aplikaci v chemickém strojírenství využívá její zvýšené odolnosti proti mezikrystalové korozi. U těchto ocelí vede přísada 0,1 až 0,25 % dusíku k výraznému zvýšení krátkodobých

pevnostních

nosti

vlastností

/3,20-22/

/5,7,18,23-31/. Podle Grovera

i dlouhodobé

a Wickense

žárupev-

/27/ připadá

5

na 0,01 % dusíku zvýšení R m T /lO /6OO oceli AISI 316 o zhruba 8

MPa. Lorenz, Fabritius a Kranz/28/ prokázali u oceli 316L

vzrůst R m T /10 4 /650 v důsledku přísady 0,1 až 0,2 % N o

50 MPa,

tj.

i vyšší

v

na

úroveň

porovnání

130

s

až

ocelí

160 MPa, AISI

srovnatelnou

316H

příp.

/3,5,7,28,32,33/.

Příznivý

vliv legování dusíkem u ocelí typu 304L a 316L švédské provenience /34/ je pro oblast teplot 550 až 750°C a časový horizont 10

h zřejmý z obr. 5. Další předností oceli typu 316LN

je vysoká creepová plasticita, která přímo souvisí s průběhem precipitačních

procesů

a

charakterem

porušení

při

creepové

exploataci /14.15/. Pro

ověření

dlouhodobých

žárupevných

vlastností

bylo

vybráno 9 taveb nestabilizovaných ocelí s proměnnými obsahy dusíku, molybdenu a uhlíku.

Zvolený

soubor

taveb

zahrnuje

jakosti 316L (17349) - tavby GA, GB, 304LN (17259) - HA, HB a 316LN

(17360) - tavby KA až KE (tab.

II). Dosažené hodnoty

meze kluzu při 20°C jsou u jednotlivých taveb závislé jak na obsahu dusíku, tak i na velikosti zrna, odpovídající provedenému rozpouštěcímu žíhání /14/. Příklady a

teplotě

závislosti

doby

do lomu na aplikovaném

napětí

jsou znázorněny na obr. 6. Vypočtené hodnoty meze

pevnosti při tečení jsou uvedeny v tab. II pro teploty 600 a

- 16 650°C.

Lomová tažr.ost při creepu bezmolybdenových

taveb HA a

HB se v oblasti teplot 600 až 650°C a při dobách do lomu do 3.10 na

h pohybuje v rozmezí 5 až 20 % a je prakticky nezávislá

době

do

lomu

/35/. Výrazné

zvýšení

creepové

plasticity

lze porovnat u oceli legované molybdenem a dusíkem, především u taveb KC, KD a KE (obr. 7 ) . Zatímco v austenitických ocelích s obvyklým obsahem dusíku se při ovlivnění intergranulárnich precipitačních procesů, žárupevnosti a creepové plasticity příznivě uplatňuje legování matrice

borem

legovaných

/3,10,27,36-39/,

dusíkem nelze

v

nestabilizovaných

ocelích

tohoto účinku prakticky využít pro-

vysokou afinitu boru k dusíku a přednostní tvorbu nitridu boru /40,41/. Z prvků, přítomných v hodnoceném souboru taveb (tab. II), vykazují největší vliv na žárupevnost molybden a dusík, přičemž variabilita hodnot

meze pevnosti při

tečení

souvisí

ze 75 až 90 % s kolísáním obsahů obou uvedených prvků: R m T /10 4 /600 = 79,6 + 30,7 (%Mo) + 322,2 (#N)

(6)

R m T /10 5 /600 = 54,9 + 23,4 (#Mo) + 154,1 (#N)

(7)

R m T /10 4 /650 = 45,9 + 20,6 (#Mo) + 194,6 (%N)

(8)

5

R m T /10 /650 = 26,7 + 13,4 (JÍMo) + 40,3 (%N) S rostoucí začíná

(9)

teplotou a dobou creepové exploatace se výrazněji

uplatňovat

také

vliv

Tak ní např. pro 65O°C a 10

velikosti

austenitického

zrna.

lze s indexem korelace 0,886 uvést

vztah: R m T /10 5 /650 = 22,2 + 13,3 (%Mo) + 38,0 (#N) + 63,7 d g t V

souladu

s

literárními

údaji

vede

jemnější

(10)

austenitické

zrno k poklesu žárupevnosti a creepové plasticity /42-46/, což je nejlépe patrné u tavby KB. Tato tavba se vyznačuje poměrně nízkou

creepovou

plasticitou,

klesající

s rostoucí

(obr.7), preferentním uplatněním intergranulárnich lomů

a

z

taveb

jakosti

316LN nejnižší hodnotou

teplotou

creepových R m T /10 5 /650

(tab.II). Kavitační proces je v tomto případě usnadněn přítomností hrubých

intergranulárnich

částic /14/, přičemž může se

jednat jak o karbidické částice, nerozpuštěné při nižší teplotě rozpouštěcího žíhání, tak o částice precipitující při creepové exploataci, jejichž koalescence může být urychlena snadnou difúzí podél hranic zrn jemnozrnné struktury.

- 17 Vysoká

žárupevnost a creepová plasticita taveb KC, KD a

KE souvisí především

s uplatněním

transgranulárních

tvárných

lomů, obdobně jako u tavby FF jakosti 17341, případně i vysoce tvárných intergranulárnich lomů (obr. 8<9). V těchto případech roste lomová tažnost s rostoucí teplotou (obr. 7 ) . Ukazuje se zde,

že více než

typ přítomných

fází

je rozhodující

způsob

jejich vyloučení na hranicích .trn. Tak např. u taveb KD a KE jsou v oblasti maximální creepové plasticity přítomny na hranicích MfiC

zrn

intermetalické

/14.47/

Stejné

ve

fáze

formě

však

fáze 6", "i a X

souvislého

mohou

při

a karbidy M-_C 6

intergranularniho

jiném

způsobu

a

sítoví.

vyloučení,

jako

např. u taveb FE, FH nebo KB, vést k výraznému poklesu creepové plasticity. Z tohoto důvodu lze pro creepovou aplikaci oceli typu 316LN doporučit poměrně hrubozrnější strukturu s hodnotou

d . 0,07

až 0,12

mm

a při

obsahu uhlíku max 0,03

%

St

přísadu dusíku 0,15 až 0,2 %. 4. Hodnocení žárupevných vlastností'titanem stabilizovaných ocelí Výsledky

hodnocení

dlouhodobých

žárupevných

vlastností

titanem stabilizovaných austenitických ocelí byly publikovány v

našich

dřívějších

pracích

/48,49/.

Do

tohoto

hodnocení

bylo zahrnuto: - 8 taveb jakostí X8CrNiTil8.10 (17248, AISI 321) a X8CrNiMoTi 18.11

(17347), vyrobených v NDR

(ESW Freital), zpracovaných

rozpouštěcím žíháním na velikost zrna 0,01 až 0,03 mm. - 9 taveb jakosti AISI 321 japonské provenience /50/, zpracovaných rozpouštěcím žíháním na střední velikost austenitického zrna v rozmezí 0,03 až 0,09 mm. V uvedeném souboru 17 provozních taveb se mění obsahy uhlíku od

0,060 do

od 0,36

0,086 %,

molybdenu

od 0,02

do 2,38 %,

titanu

do 0,64 % a stabilizační poměry Ti/C resp. Ti/(C+N)

v rozmezí 4,19 až 10,67 resp. 3,50 až 8,31. Důležitá je dále variabilita

středního

rozměru austenitického

zrna, pohybují-

cího se v rozmezí 0,011 až 0,92 mm /48/. Při poměrně nízkých obsazích byly

jako

nejdůležitější

dusíku

faktory,

(0,007 až 0,019 %)

ovlivňující

dlouhodobou

- 18 žárupevnost, a

identifikovány

stabilizační

poměr

velikost

Ti/(C+N),

což

zrna, lze

obsah

s

molybdenu

indexem

korelace

+ 927 ddggtt + 12,6 (%Mo)

(11)

0,928 až 0,943 vyjádřit regresními vztahy: RmmTT / /10 1 04//600 6 0 0 = 164,4 - 8,27 ^

R m T /10 5 /600 = 101,7 - 7,22 ^ | + 853 d s t + 10,0 (%Mo)

(12)

R m T /10 4 /650 =

98,5 - 4,86 ~

+ 705 d s t +

7,0 (%Mo)

(13)

R m T /10 5 /650 =

53,6 - 3,24 ^

+ 540 d g t +

4,7 (%Mo)

(14)

Příznivé a

vlivy

molybdenu

(kromě

zpevnění

tuhého

roztoku)

sníženého stabilizačního poměru spočívají v usnadnění pre-

cipitace M 2 3 C 6 , vyskytujícího se v uvedených ocelích společně s karbidem titanu /51-58/ a zvyšujícího úroveň dlouhodobé žárupevnosti zrna

/51,59,60/.

Nelze

opomenout

ani

vliv

velikosti

(obr. 10), který je v souladu s literárními údaji /54,

59-63/ a je mnohem výraznější než u nestabilizovaných austenitických

ocelí.

Tak

např.

vzrůst

žárupevnosti,

který

by

odpovídal přísadě 2,5 % molybdenu do oceli AISI 321, může být kompenzován zvětšením d . o 0,025 až 0,3 mm. Pozorovaná souSX vislost zřejmě

žárupevnosti jen

a

velikosti

doprovodným

projevem

zrna

je

v

příznivého

tomto

případě

vlivu

zvýšené

teploty rozpouštěcího žíhání na dokonalejší rozpuštění hrubých karbidických

částic

precipitátu,

a

schopného

tím se

na

zvětšení

vyloučit

množství

při

disperzního

následné

creepové

exploataci. Možnosti uplatnění pokluzů po hranicích zrn nebo Cobleova difuzního creepu jako dominantního mechanismu creepu nenasvědčuje

poměrně

stacionárního

creepu

vysoká

napětová

citlivost

rychlosti

/64/, nebot v teplotní oblasti

600 až

650°C a při rychlostech creepu 6Ľ - 1 0 " 1 0 až 1 0 " 1 1 s " 1 , které s

odpovídají

aplikovaným

napětím

blízkým

c R

i se mT/10

exponent

mocninné závislosti tu pohybuje v rozmezí 4 až 5,5 /49/. Žárupevnost ocelí

316H

Ti/(C+N),

oceli X8CrNiMoTil8.11

srovnatelná

Jistého

je s nestabilizovanou

pouze při podstechiometrickém

zlepšení

by bylo možno

dosáhnout

teploty rozpouštěcího žíhání a velikosti zrna.

poměru

zvýSením

Creepová plas-

ticita titanem stabilizovaných ocelí je obdobná jako u taveb 316H s nízkým obsahem boru, nebot bez ohledu na velikost zrna a obsah molybdenu lze v oblasti teplot 600 až 650°C počítat s tažností 5 až 10 % za 1 0 5 h /48/.

- 19 5. Závěrečné poznámky -Na základě provedeného rozboru lze provést vlivu

některých

prvků

na

žárupevné

rekapitulaci

vlastnosti

hodnocených

austénitických ocelí. Pokud jde o vlivy dusíku a uhlíku, zpevňující vliv dusíku není v celém hodnoceném rozsahu lineární - v nižších obsazích zvyšuje

dusík

žárupevnost

intenzivněji,

při

obsazích

nad

0,1 % se dosáhne "nasyceného" stavu, což je v souladu napr. s Lorenzem a j. /28/. Obsah uhlíku nemá na žárupevnost nestabilizovaných ocelí významný vliv, o čemž svědčí blízké hodnoty mezí

pevnosti

boru,

při

t.j. FA,

tečení

FB,

FC

taveb (316H)

s obdobnými a

GA,

GB

obsahy (316L

dusíku a s

obsahem

B < 0,0004 % ) . Přísada

molybdenu

zvyšuje

žárupevnost

nestabilizované

oceli více než dvojnásobným příspěvkem na 1 hm. % ve srovnání s

titanem

stabilizovanou

ocelí. Dominantní

substituční zpevnění tuhého roztoku roztoku ocelí

roli zde nehraje

(obsah molybdenu v tuhém

316H a 316 LN klesá až na zhruba 1 %

/47/),

nýbrž množství a způsob vyloučení intragranulárního i intergranulárního precipitátu. Významný

vliv na žárupevné vlastnosti ocelí s obvyklým

obsahem dusíku vykazuje bor, kromě příznivého ovlivnění dlouhodobé creepové plasticity můžeme při obvyklé přísadě 0,003 % očekávat vzrůst hodnot o

R _/10

v oblasti teplot 600 až 650°C

10 až 20 %. Z tohoto důvodu je návrh na rozdělení oceli

typu 316 na alternativy "boron free" a "boron treated" s rozdílnými garancemi žárupevnosti

/65/ plně oprávněný. Jedná se

o zavedení značek X7CrNiMol7.12 (B <0,001 %) a X7CrNiMoB17.12 (B > 0,001

%).

LITERATURA 1. Vodseďálek,J.-Vystyd,M.-Pech,R.:

"Vlastnosti a použití žá-

ropevných ocelí a slitin", SNTL Praha, 1974, s. 298

2. Kout-

ský.J.: "Slitinové oceli pro energetické strojírenství", SNTL Praha,

1978, s. 283

3. Marshall,P.:

"Austenitic

Stainless

Steels", Elsevier Appl. Science Publ., London-New York, 1984 4. Pech,R.-Koucký,J.-Bína,V. : Strojírenství, 29, 1979, s. 389 5. Sobotka,J.-Dolének,J.-Sobotková,M.: Hutnické listy,39,1984,

- 20 -

s.332

6. Sobotka,J. -a j . : Hutnické listy, 41, 1986, s. 264

7. Sobotka,J. a j . : Hutnické listy, 43, 1988, v tisku ris,D.G.-Harries,D.R. : Metal Science,12,1978, s.542 bach.H.J.: Met. Trans., 19A,1988,s.387 A.: Acta Met.,27,1979,s.217 19,1985,s.733

12.

8. Mor9. Kesten-

10. Lai,J.K.-Wickens,

11. Mc Mahon.C.J.: ScriptaMet.,

Horton,C.-Marshal1,P.-Thomas,R.:

"Mech.

Behaviour and Nucl. Appl. of Austen. Stainless Steels", Varese 1981, referát č. 9 ce, 12,1978, s. 532 Metals

Society,

13. Morris.D.G.-Harries.D.R.: Metal Scien14. Sobotka,J. a j . : "High Nitrogen Steels",

London

1988, v tisku

15. Sobotka,J. a j . :

"9. Celošt. fraktograficka konf.", Tatr. Matliare 1987, s. 183 16. Lai,J.K.: Journal of Nucl. Mat.,82,1979,s.123 R.J.-Ashby,M.F.: Met. Trans.,11A,1980,s.333 "Creep 19.

and

Fracture

of

Eng.

Mat.",

18. Nakazawa,T.:

Swansea

Hnilica,F.-Pech,R.-Vobořil,J.:

17. Fields,

1987,

20. Sobotka,J.-Liška,M.: Hutnické listy,36,1981,s.29

21. Nor-

22. Degallaix,S.-Foct,

J.: Mem. et Etudes Sci. Revue de Met. 84,1987,s.645 s.425

399

Kov.mat.,22,1984, s 537

strom.L.A.: Metal Science,11,1977,s.208 relli.M.: viz /12/, referát č. 5

s.

23. Cecca-

24. Sandstrb'm.R. : viz /18/,

26. Swindeman,R.W.-Sikka,V.K.: Met. Trans., 14A, 1983,

s.581

27. Grover.H.K.-Wickens.A.:

viz /12/, referát

č. 11

28. Lorenz.K.-Fabritius.H.-Kranz.E.: Stahl und Eisen.92,1972, s.393

29. Wessling,W.-Kraatz,D.-Bock,K.: Molybd.-Dienst,1970,

No.64, 1

30. Cullen.T.M.-Davies.M.W.: Spec.Tech.Publ.ASTM,No.

522,1973

31. Degallaix,S.-Foct,J.: Mem. et Etudes Sci. Revue

de Met. ,85,1988,s.111

32. NRIM Creep Data Sheet, No. 6A (SUS

316-HTB), Tokyo 1978

33. NRIM Creep Data Sheet, No. 14A (SUS

316-HP), Tokyo 1982 1975 nosti

34. Katalog "Uddeholm Stainless Steels",

35. Sobotka,J.-Liška,M.-Sobotková,M.: a strukt. stability

CrNiMo

"Výzkum žárupev-

aust. ocelí", záv.

zpráva

úkolu č. 03/1/81/24, VÚSM VŽSKG, 1985

36. Williams,T.-Harries,

D.R.-Furnival,J.: JISI, 210,1972,s.351

37. Wi11iams.T.-Harri-

es,D.R. : Metal Science,10,1976,s.14

38. Henry,G.-Philibert,J.:

Mem. Sci. Revue de Met., 67,1970,s.223

39. Keown,S.R.-Picke-

ring, F.B.: Metal

40. Kapadia.R.-Brown,

R.M.-Murphy,W.J.:

Science,7,1977,s.225

Trans. ASM.61,1968,s.103

Ende.U.: JISI,191,1953,s.52

41. Pearson,J.-

42. Constans.B. a j . : Mem. Sci.

- 21 Revue de Met.,19,1975,s.717 and

43. Ray,S.K. a j . : Mater. Sci.

Technology, 3,19-87,s. 1025

Metal

Science,17,1983,s.63

12,1978,s.l9 s.1460

44. Mannan,S.L.-Rodriguez,P.:

45. Morris,D.G.: Metal

Science,

46. Gárofalo.F. a j . : Trans. AIME, 230, 1964,

47. Vodárek.V. a j.: Kovové materiály, 27,1989,v tisku

48. Foldyna,V.-Sobotka,J.-Belka,G.-Preissler,E.-Munch,G.: "IX. Symp. Warmfeste met.- Werkst.", Zittau 1987,s. 19

49. Sobotka,

J.-Foldyna,F.-Belka,G.-Munch,G.-Preissler,E.: "XII. Mez. symp. o žárupevných kov. materiálech", Znojmo 1986, s. 288 Creep Data Sheet, No. 5A (SUS 321-HTB), Tokyo 1978 Y.-Kimura,H.: Trans. ISIJ, 27,1987,s.299

-Mukoyama,T.: Trans National 1971,110

51. Ninami,

52. Ninami,Y.-Kimura,

H.-Ihara,Y.: Mat. Sci. and Technology,2,1986,s.795 T. a j . : Met. Trans., 4,1973,1213

50. NRIM

53.Shinoda,

54. Kawabe, Y.-Nakagawa,R.-

Research

Inst. for Metals, 13,

55. Mimino,T.-Kinoshita,K.-Shinoda,T.: Tetsu-to-Ha-

gané, 54, 1968, 172

SS. Kawabe,Y.: Tetsu-to-Hagané,54,1968,48

57. Swindeman,T.W.-Sikka,V.K.-Klueh,R.L.: Met. Trans. 14A,1983, 581

58. Grot.A.S.-Spruiell.J.E.: Met. Trans. 6A, 1975, 2023

59.

Williams,T.M.--Harries,D.R. : "Creep Strength in steel and

High-Temperature 60. 513

Alloys",

The

Thordvaldson.T.-Dunlop.G.L.:

Metals

Society,

1974,

Metal

Science,

14,

61. Wilson.E.G.: viz /12/, referát č. 8

M.: viz /59/, s. 122 s. 91 s. 213

152

1980,

62. Silcock.J.

63. Cook, J.D. -Harries, D.R. : viz /59/,

64. Walser,B-Sherby,O.D.: Scripta Metallurgica, 16,1981, 65. ISO DIS 9328/5,1987

- 22 -

Tab. I - Vybrané parametry taveb jakosti 17341

I-

vel. zrna

OBSAH PRVKU [ h i .

a •§ C

Ni

Cr

N

No

B

rst-i

5

R

i. T ' PII n

"pO.2

[HP.]

IMP.

600 °C

650°C

600 C

650°C

176 182

98

FB 0,064 16,56 12,96 2 , 6 1 0,018 0,0006 0,047 231

110

107 105

51 62

FC

0,069 16,56 12,13 2,64 0,019 0,0005 0,047 225

181

106

109

62

FD

0,090 16,39 12,35 2,35 0,032 0,0015 0,028 250

183

134

119

73

FE

0,071 16,82 12,39 2,41 0,040 0,0018 0,030 249

205

135

144

73

FF

0,075 16,16 12,48 2,44 0,043 0,0059 0,039 248

234

150

155

97

FG

0,070 18,09 12,78 2,34 0,030 0,0022 0,033 238

201

121

109

62

FH

0,071 16,89 12,72 2,35 0,033 0,0009 0,045 228

183

113

113

62

FA

Tab.

0,040 16,81 12,15 2 , 5 3 0,027 0,0004 0,046 228

I I - Vybrané parametry taveb s velmi nízkym obsahem uhlíku

2

vel. zrna

OBSAH PRVKU ľh». *] L

•§

fll

[••J

C

Cr

Ni

J

Ho

.

II

GA

0,012 17,80 11,12 2,03 0,024

GB

0,009

O

^ 0,048

R„ „

p0,2

^

R /105 r„ n

R JlO* í' , QlPaJ

600

oc

650

QlPaJ

oc

600

oc

m

*

t

265

155

94

112

63

17,63 13,16 2,62 0,018 0,091 232

168

96

108

55

HA

0,027

18,80 10,50 0,06 0,177 0,056

319

151

90

95

37

HB

0,020

17,70 9,80 0,07 0,209

0,105 312

132

80

76

30

KA

0,023

17,58 14,40 2,88 0,126 0,119 295

190

124

128

64

KB

0,023

18,10 12,48 2,82 0,161 0,020

392

228

131

147

60

KC

0,028

15,90 11,99 2,76 0,156 0,070

325

208

140

144

70

KD

0,023

17,75 14,63 2,68 0,145 0,126 285

209

144

163

85

KE

0,021 17,70 12,05 2,20 0,250

239

134

140

70

0,078

370

0BR.1 - Příklady napětové a teplotní závis l o s t i doby do lontu taveb jakosti 17 '

o600°C o675°C v625°C *750°C D 650°C 6 KT 2

U

6 102 2 4 R a ÍMPal

U 6 102 2 60

FE

40 - -o-

20-

•o-JZ

60

20-

o600°C H v625°C

8QH Q 6 5 0 ° C 6040 20-

. .i

102

03R.2 - V'/hled lomová plo chv tavby FF po oroepové o oxloatacl 625 C/líi0 Mľa/ -V7796 hi hi loraová tažnost A

5 ^ ^ 11"

FF

o 675°C * 750°C


10

tri hl

xŕ

X)5

OBR*3 - Príklady teplotng-Sasovýoh závislostí lomové tažnosti při ereepu ocoli 1? 4

OBR.9 - Ihtergranulériix tvárný lom ^^ tavby KS po creepu ó50oC/i60 MFe, tr = 5510 h, A = ^ , 0 <

20

40 60 d [(Utni

80

100

ODR«1O - V3iv velikosti na žárupovnost ti tit«oiot» *iat«iOBR.7 - Teplotně-Sasové závislos- lizovaných ocelí •*« «taoil ti lomové ťažnosti při creepu ta- zaSním pomerom Tl/(C+S')> 'z veb KB, KC, ED a KE

- 25 -

ČSN

AISI

304 H ä. 3 0 4 1

17 240 17249 17 259 17 341 17 349 17 360

A

A304LN

9 316 H • 316 L o 316 LN

750

fc.evlt na hrubých cástioíoH u tavi'v F£ p«> ci>.te>x»u 7 J O ° C / 3 5 MPa, t r = OBR.5 - V l i v dusíku n a ž á óÓ-iOC U. A = t ' i , ^ rupovnost nostabilizovanýoh CrNi a CrNiHo ocelí

2

3

8 102

C [MPQI

OBR.6 - Příklady vlivu napěti a toploty lna dobu do lomu taveb KB a KD smykový lom u tavby KC po cr««pov4 " h, Á

- 26 STUDIUM STRUKTURNÍCH ZMĚN NESTABILIZOVANÉ AUSTENITICKÉ OCELI SE ZVÝŠENÝM OBSAHEM KŘEMÍKU Pftl DLOUHODOBÉ VYSOKOTEPLOTNÍ EXPLOATAC1 Ing.Miroslav Vyklický, C S c , RNDr. V. Kabický, Ing. Vladimír Bins, CSc., p.m., Státní výzkumný Ustav materiálu Praha Ing.V.Vodárek, CSc, Ing.li. Sobotková, Ing. J.Sobotka, CSc., Výzkumný ústav strojírenský a metalurgický.k.p. 7ŽSKG, Ostrava Úvod 0 žáruvzdornosti oceli a slitin za vysokých teplot rozhoduje jejich chemické složeni, respektive vznik oxidických vrstev Ľ\]. U běiných žáruvzdorných oceli vytváří ochranné oxidické vrstvy s malou iontovou vodivosti především hliník, křemík, chrom a částečně nikl. Při volbě chemického složeni žáruvzdorné oceli je třeba vžit v úvahu i další užitné vlastnosti , jako je žárupevnost, štruktúrni stabilita, tepelná únava a další. Nedostatkem žáruvzdorných oceli vyráběných v ČSSR je široké rozmezí chenického složeni, především v obsazích křemíku. V normě ČSN oceli 17 251 je obsah křemíku omezen pouze horní hranici 2,02. Ukazuje se však, že je rozdílné, zda ocel obsahuje 0,5% nebo 2,0% Si. V současné době je proto zaváděna nová ocel 17 256 £2J s definovaným obsahem křemíku 1,5 až 2,5%, která má zvýšenou žáruvzdornost. U nové oceli byla studována žáruvzdornost, žárupevnost a zrniny struktury [1,7J. Experimentálni materiál a metodika zkoušek Vzorky ke zkouškám byly odebrány z plechu tlouštky 8 mm s tímto chemickým složením: 0,16%C, 1,45%Hn, 2,03XSi, 0,018%P, 0,008%S, 19,09%Cr, 12,16%Ni, 0,03%Mo, 0,097XAl, 0,029XN. Struktura oceli je plni austenitická se střední velikosti zrna d« =0,016 mm if3,77. Žáruvzdornost oceli byla hodnocena metodikou, spočívající v měřeni přirůstků hmotnosti vzorků • 8x30 mm, izotermicky žíhaných v keramických miskách. Vzorky byly vyjímány k váženi v intervalech po 500 hodinách A 7 . Výsledky těchto měřeni byly porovnány s dříve provedenými zkouškami většího množství taveb v rorsahu chemického složeni oceli jakosti 17 251,

- 27 Dlouhodobé žárupevné vlastnosti byly charakterizovány napětovou a teplotní závislosti doby do lomu (s vyhodnocení* mezi pevnosti při tečeni) a časovou závislosti-creepově plasticity. K identifikaci oxidů a precipituj icich fázi bylo pouiito metod světelné a elektronové mikroskopie a r'tg mikroanalýzy. Výsledky zkoušek a jejich diskuse Charakteristiky žáruvzdornosti ve foraě naměřených přírůstků hmotnosti při teplotě 900°C a 10S0°C po dobu 3 500 hodin byly extrapolovány na 10 hodin (obr. 1 ) . Údaje žáruvzdornosti pro zkoušenou tavbu oceli 17 256 leži na spodní hranici rozptylového pásma oceli 17 251 a potvrzuji příznivý vliv chemického složeni nové oceli. Jde především o příznivý vliv zvýšeného obsahu křemíku v této oceli, který byl potvrzen i u jiných žáruvzdorných feritických i austenitických oceli. Souhrnné je vliv křemíku na žáruvzdornost sledovaných oceli popsán napr. v C5J . Na povrchu těchto vzorků byla po dlouhodobé oxidaci zjištěna souvislá vrstva oxidů, pod niž se nachází oduhličená zóna kovu vyznačující se vnitřní a mezikrystalovou oxidaci. V této oblasti existuje výrazně klesající gradient obsahu chrómu, křemíku a manganu v tuhém roztoku zbylé matrice (obr. Z ) . Vnější kompaktní vrstva oxidů je bohatší na chrom (obr. 3a,b) a částečně i mangan. Izokoncentračni analýza prokázala zvýSený obsah křemíku pouze v fflezikrystalovych oxidech. Jedná se o oxidy heterogenní, nebot na okraji zóny nezikrystalového napadeni jsou přítomny oxidy obohacené zejména křemíkem, dále do vrstvy přibývá také oxidů se zvýšenými obsahy chronu a železa. Sodová an»ljřz* několika mist se zvýšeným obsahem křemíku potvrdila, že jde přibližně o oxidy typu SiO 2 . Ukázka plošné analýzy je na obr. 4a a 4b. Složeni karbidů v podpovrchové zóně i ve středu vzorku odpovídá přibližně karbidu M 2 3 C 6 ( s obsahem křemíku pod 0,04%). Karbid typu H^C zde nebyl zjištěn. Hodnoceni dlouhodobých žárupevných vlastnosti bylo provedeno na základě výsledků zkoušek tečeni do lomu v oblasti teplot 550 až 750°C. V bilogaritmickém souřadném systému se vyznačuji závislosti doby do lomu na aplikovaném napěti při jednotlivých teplotách zhruba lineárním průběhem ( obr. 5 ) , přičemž s rostouci teplotou klesá podle očekáváni napětová citlivost

- 28 4 4 doby do lomu. Hodnoty něze pevnosti při tečeni za 10 , 3.10 a 10

h, vypočtené podle parametrických vztahů Larsona-Mille-

ra a ŠVŮM £6J jsou uvedeny v tab. 1. Tyto hodnoty jsou v souladu s odpovídajícími požadavky uvedenými ve VN 41 7256 [2 J. Creepová plasticita byla hodnocena formou závislosti lomové tažnosti na době do lenu (obr. 6 ) . Počáteční vysoká lomová tažnost při creepu postupně klesá na úroveň zhruba 15 až 30%, typiekcu pro oblast

dob do lomu delších než 10 h. Uvedený pokles

creepové plasticity, ke kterému dochází při dobách do lomu do 10

h , je provázen výraznými zrninami v charakteru porušeni a v

otípovidaj icim vzhledu lomové plochy. V oblasti nejkratších dob do lonu lze pozorovat výskyt transgranulárnich tvárných lomů s typickou jamkovou morfologii (obr. 7 a ) . Při vzrůstu doby do lomu dochází k přechodu k intergranulárnia tvárným lomůM (obr. 7 b ) , jejichž vznik je podmíněn přítomnosti značného množství precipitátu n» hranicích zrn. Jedná se zejména o částice M ? 3 C 6 ' 6"- fáze a intersticiálni fáze typu^f- karbidu,

které usnadňu-

ji nukleaci, růst a vzájemné propojováni kavit prakticky v celém objemu zkušebních tyči £7j. Na základě celkového hodnocení můžeme provést porovnáni nejdůležitějších charakteristik žárupevných vlastnosti oceli 17 256 s jinými typy austenitických žárupevných oceli. Hodnoty meze pevnosti při tečeni z* 10 h jsou v teplotní oblasti 600 až 700°C zhruba o 10 až 30% nižší ve srovnáni s ocelemi 18/10 typu 17 240 (A25I 304) nebo 17 248 (AISI 3 2 1 ) . Tento rozdíl se zvyšuje až na 50% ve srovnáni s běžně užívanou žárupevnou

oce-

li 17 341 (AISI 3 1 6 ) . Normované hodnoty meze pevnosti při tečení jednotlivých oceli jsou uvedeny v tab. II. Dosažená úroveň dlouhodobé creepové plasticity (obr. 6 ) je z hlediska praktického použiti oceli plně vyhovující. Tato úroveň je srovnatelná případně i vyšši ve srovnáni s austenitickými ocelemi typu 17 341 £8J a 17 248 [9j. Podobně jako po oxidaci byly i po creepu sledovány změny struktury u vybraných vzorků. Za typické lze označit níže uvedené výsledky, získané při strukturním rozboru vzorku po expozici 700°C/300MPa/7889h. Pro lomový stav byl charakteristický vysoký stupeň kavitačniho poškozeni. V průběhu creepové expozice došlo k intenzi-

- 29 vni precipitaci minoritních fázi a k oxidaci. V deformované části tyče byly zjištěny relativní hrubé částice precipitátu ( obr. 8 ) , které lokálně tvořily sítoví, čističe podobného tvaru a rozměru nebyly zjištěny v hlavě zkušební tyče. Lze se tedy domnívat, že výskyt dané fáze je podmíněn peneťrací kyslíku podél propojených kavit. Chemické složeni diskutované fáze je podobné'f- karbidu. Tato fáze obsahuje zhruba 4% intersticiálnich prvků, kroné o h U k u v ní byli zjišténa i přítomnost kyslíku, ftifrakčni studium diskutované fáze zatím nebylo provedeno. Déle byla v deformované části tyče, stejné jako v hlavě tyče, zjištěna precipitace 6~fáze, karbidu M 2 j C 6 a / Y- karbidu. Chemické složeni jednotlivých fázi je uvedeno v tab. III. V deformované části tyče byly v těsné návaznosti na kavity vyloučeny rovněž vnitřní oxidy. Chenické složeni vnitřních oxidů bylo značně heterogenní. V tab.IV jsou uvedena roznezi obsahů prvků ve dvou výrazně odlišných částech vnitřních oxidů. Lze předpokládat, že vnitřní oxidy II jsou produkte* strukturní nestability "f- karbidů resp. výše diskutovaného precipitátu, který kroně uhlíku obsahuje i kyslík (tab.IV). Nesouvislý povlak povrchových oxidů byl tvořen převážně oxidy chrómu a manganu (tab.IV). Závěr V oceli typu 19Cr12Ni2Si byly zjiítěny vnitřní oxidy obsahující křemík jak po oxidaci na teplotě 1050°C, tak i po creepu na teplotě 700°C.Wechani sraus jejich vzniku při obou sledovaných teplotách je však odlišný. Při teplotě 1050°C se jedná o nezikrystalovou oxidaci doprovázenou intenzivní difúzi křemiku na hranice zrn, zatímco při 700°C obsahuji oxidy na kavitovaných hranicích relativně malé množství křemíku a tyto oxidy jsou přinejmenším částečně produktem strukturní nestability 1"

karbidu resp. chemicky podobného precipititu, který kromě

uhliku obsahuje i kyslík. Literatura 1/ Kubashewski 0., Hopkins B.E.: Oxidation of Metals and Alloys. Butterworths, London 1982 2/ Norma VN 41 7256, účinnost od 1.10.1984 3/ Sobotka J. a j.: Hutník, 37, 1987, 307 4/ Vyklický H. a j.: Strojírenství, 32, 1982, 548

- 30 5/ Vyklický H. a j.: Oxidation oř High Alloyed Steels. Proceedings "High Tenperature Corrosion of Metals and Alloys", The Japan Institute of Metals, November 1982. 6/ Bina v.. Pech R.: Sborník "Eng.aspects of creep", Sheffield 1980,127. 7/Sobotka J.: Sborník "Korózia v energetike", Kosice 1988,77. 8/ Sobotka J. a j.: Hutnické listy, 33, 1988, v tisku 9/ Sobotka J a j.: Sbornik "VII. Mezinárodni symposium o žárupevných Materiálech", Znojno 1980, 288. 10/ Pearson U.8.: Handbook of Lattice Spacings and Structures, Vol. 4, Pergaoon Press, London, 1958 11/ Jack o.H., Jack K. M.: Hat. Sci. Eng. 11, 1973,1. Tab.

I - Výsledky vyhodnoceni dlouhodobě iárupevnosti R

mT

T

550 600 650 700 750

183 88 52 31 /19/

3.10*h

10 5 h

152 68 40 24 714/

126 52 /30/ /17/ /10/

R

.T'

při

600 17 256 XiSCrNiSi20 .12

120

17 341 AISI 316 17 240 AISI 304 17 248 AISI 321

179 122 142

10 5 h

3.10 4 h

176 92 50 29 /19/

140 67 36 ZZ /14/

107 47 726/ /16/ /10/

/HPa/

.T /10 při T R

T

5

/HPa/

650

700

800

600

650

700

800

36

18

7

65 49

65 118 74 92

16

111 79 92

69 4S 47

37 22

Ill - Výsledky ED Hikroanalýzy precipitátu /normalizo váno na 100X/

& r .fáz< H-.C, -7ÍSr6id Tab.

10 4 h

II - Porovnáni dlouhodobě žarupevnosti oceli 17 256 a vybraných typů austenitických oceli

Ocel

Tab.

Parametrický vztah SVŮH

Parametrický vztah LARSON-MILLER 10*h

Tab.

ŕKPa/

Si

Cr

Hn

4

38 78 48

1

9

Fe 52 17 8

5 4 34

IV - Výsledky EO •ikroanalýzy oxidických malizace/ .

Si

Cr

0,5 povrchový oxid 0,5 vnitřní oxid I vnitřní oxid II 2-5 karbidUká fáze $ kysl ike* 6-6

46-61 2-4 22-52 51-55

Typ fare

V

Ni

1 fázi /bez nor-

Hn

Fc

0-21 0-2 1-3

1-4 63-68 6-23 21-27

Ni 0-4 . 6-19 11-13

- 31

20.0

pétao prta.ho
-X-

• Cr

15,0

I

J.

o

S. t5

, Ni

100

3

t S! >U1

i 0.5

950

1000

1050

Teplota [*C]

Jkr.l.Porovnaní prĎašrných hodnot žáruvzdornosti

100 200 300 400 500

Jlir.2.Změny chemického složení o c e l i 17 256 po oxiéaci 105v)0C/1000 hodin

,.._? LJLJL-... Lfki\:TTJĽ .3a.Odražené elektrony COIíPO J»r.3». Rtg scan

Á

Obr.4a.Odražené elektrony CJMPO Okr.41i.Rtg scan Ploäná analýza povrchové (okr.3»fc) a podpovrchové (o»r.4a,») vrstvy oceli 17 256 po oxidaci 1O5O°C/1OOO hodin

lr[h]

5

tŕ 2 5

ň5

Obr.6. Závislost lomové tažnosti při creepu na době áo lomu u oceli 17 256

Obr.5.Vliv aplikovaného napětí a teploty na dobu do lonu oceli 17256 Obr.8.Struktura oceli 17256 po creepové oxposici 700°C/3OMPa/ 7889hodin(v zobrazení S£)

Obr.7.Vzhled lomových ploch po creepovéexploataci při 600 C a) 240 MPa; 113 hodin; A=31,0 %; Z=46,6 % b) 60 MPa; 46 924 hoéin; A=29,O %; Z=13,8 %

- 33 FYZIKÁLNĚ METALURGICKÉ ASPEKTY TEČENÍ AUSTENITICKÝCH CHROMNlKLOVfCH OCELÍ RNDr. K. Milička, DrSc. Ústav fyzikální metalurgie ČSAV, Brno Austenitické chromniklové oceli jsou široce užívány v technické praxi. K jejich přednostem patři - vedle dobré korozivzdornosti - zpravidla i přijatelná odolnost proti tečení, a to i v případě, že ocel není cíleně zpevněna fáziv"'. To je již po řadu let příčinou extenzivního studia faktorů, uručujicích odolnost proti tečení těchto oceli. V posledních asi patnácti letech jsou tyto oceli často používány i jako modelové materiály pro základní výzkum mechanismů tečení v kovových materiálech. Důvodem pro toto použiti je především fakt, že skýtají možnost či nutnost uvažovat činnost všech tří základních typů zpevněni, rozhodujících o odolnosti proti creepu, a to zpevněni tuhým roztokem, dislokační (deformační) zpevněni i zpevněni precipitačni. V předloženém příspěvku jsou velmi stručně shrnuty výsledky rozsáhlého systematického studia mechanismů dislokační ho tečení austenitických ocelí, tj. tečeni o rychlostech asi 10 až 10 . Přitom je věnována pozornost pouze austenitickým chromniklovým ocelím, ve kterých není precipitace zpevňujici fáze y a priori vyvolána, ani k ni nedochází v průběhu tečeni. Rozsáhlé studie byly provedeny na ocelich typu AISI 304, 304L, 316, 316L a Incoloy Alloy 800. Experimenty byly provedeny při teplotách 825 až 1175 K. Výsledky studií byly shrnuty v pracích [l-4j. Pro identifikaci mechanismů tečeni byla použita běžně uživaná analýza závislosti rychlosti ustáleného (stacionárního) tečeni na napěti
•; \ ,•; t

- 34 jsou zahrnuty poznatky o charakteristikách lomu při tečeni těchto oceli. Z analýzy závislosti rychlosti ustáleného teče ni is na aplikovaném napětí 6" a teplotě byly vyvozeny následující závěry: a) Rychlost £s a aktivační parametry z ní odvozené, tj. parametr napětové citlivosti rychlosti tečeni m,, a zdánlivá aktivačni energie

<^ri£y •

í2)

jsou daného typu oceli závislé na chemickém složení tavby, přičemž výrezná je především závislost na obsahu uhlíku. To ilustruji obr. 1 a 2, ve kterých jsou vyneseny závislosti rychlosti € 5 a zdánlivé aktivačni energie Qc na napěti? pro různé tavby oceli 21Cr-32Ni s odlišnými obsahy uhlíku. b) U stejné tavby oceli jsou všechny tyto veličiny obecně závislé na deformační a tepelné historii, která se projeví odlišnou strukturou oceli před započetím zkoušky. Tento vliv dokumentuji obr. 3 a 4, na nichž jsou vyneseny závislosti rychlosti ét na napěti (r, resp. na teplotě, pro různé stavy oceli 21Cr-32Ni-O,O5C, získané různou úrovni předběžné deformace za studena e p ^. c) Parametr napěíové citlivosti rychlosti tečení «v dosahuje v intervalu teplot 825 až 1175 K hodnot 5 4 "*• ž. 15. d) Zdánlivá aktivačni energie Q c dosehuje-ež na některé výjimky-hodnot, převyšujících aktivačni entalpii mřížkové difúze A H 6 eustenitické matrice. Vysoké hodnoty energie Qc nelze obecně redukovat teplotni závislosti modulu pružnosti na hodnoty srovnatelné s entelpii *H9 (o možnostech této redukce viz např. [ 5]}. Diskutujme tyto obecné závěry z hlediska možných mechanismů tečeni, kterými může být rychlost é9 řizena. Za nepravděpodobný lze považovat předpoklad, že mechanismy, řídicími rychlost t,$, jsou mechanismy tečeni tuhých roztoků, založené na viakóznim pohybu dislokaci. Deko hlavni důvecy pro tento názor lze uvést: - Parametr napčíové citlivosti rn,převyšuje značně hodnotu 3, charakteristickou pro tyto raechenismyt

- 35 - Tvar křivek tečeni oceli neodpovídá tvaru, který je u slitin, u nichž je tento mechanismus majoritní, zpravidla pozorován (existence periody s rostoucí rychlosti tečeni před začátkem primárního tečení). Názor, že mechanismy tečeni tuhého roztoku nejsou řídicími, ováem nevylučuje, že zpevnění tuhého roztoku, které může v tuhém roztoku matrice vzniknout, nepřispívá u těchto ocelí k celkovému zpevněni. Oe však pouze minoritní složkou. Za specifický způsob vlivu tuhého roztoku na tečeni je možné považovat vliv energie vrstevné chyby, která může být ovlivněna obsahem jak substitučních, tak i intersticiálnich legur C63» Detailně byl posouzen vliv energie vrstevné chyby, plynoucí z různého obsahu uhlíku (který ovlivňuje tuto energii podstatně Í.6]), v práci [7]. Analýza vedla k závěru, že pokud takový vliv existuje, pak by měla rychlost é5 vzrůstat se zvyšujícím se obsahem uhlíku. To je v rozporu s experimentálním pozorováním. Tuto skutečnost lze chápat jako indikaci malého vlivu uhlíku na rychlost tečeni prostřednictvím změn energie vrstevné chyby. Modely a teorie dislokačniho creepu řízeného zotavením vedou vesměs k hodnotám parametru v*» » 3 a k aktivační energii £?ť , kterou lze redukovat eliminaci teplotní závislosti modulu pružnosti na hodnotu mřížkové entalpie difúze A.H B . Oistou výjimkou jsou modely, které jsou založeny na předpokladu dominantní úlohy difúze jádry dislokaci, pro které je <*v » 5 a odpovídající aktivační entalpie difúze jádry je nižái než AHJ, Dednoduché srovnáni těchto požadavků se zjišíovánými hodnotami však ukazuje, že z experimentů obecně nelze ziskat přímo důkazy o rozhodující úloze zotaveni při tečeni těchto oceli. Pokud chceme interpretovat rychlost £ s jako výsledek tepelně aktivovaného skluzu dislokaci, tj., chceme-li uvažovat modely tečeni řízeného tepelně aktivovaným skluzem, pak je nutné v souladu se současnými názory provádět analýzu závislosti rychlosti Éf na efektivním napěti a teplotě. Rychlost is je možné v případě, že je realizována skluzem, vyjádřit Orowanovou rovnici *4p

(3)

- 36 kde Y je geometrický faktor, h délka .Burgersova vektoru, §£, hustota pohybujících se dislokaci a "P střední rychlost jejich pohybu. Ze závislosti rychlosti £s na ff* a teplotě jsou určovány aktivační parametry - zdánlivá aktivační energie skluzu

a parametr napěíové citlivosti rychlosti tečení

S ohledem na rov, (5) je možné tyto parametry rozdělit na dvě části

(6) (7) kde indexy^ a/ir jsou označeny příspěvky plynoucí z teplotní, případně napětové závislosti ^ av 1 . Pro identifikaci mechanismu tečení je rozhodující především znalost závislosti střední rychlosti/?- na efektivním napěti £*" a teplotě, tedy Wija Q . Současnými technikami není možné přímo měřit ani hustotu §& . ani střední rychlosti. Proto se zpravidla používá zjednodušujícího předpokladu, podle něhož je f&" konst. při konstantním «r*. V takovém případě je Qf^* Q*. Pro měření efektivního napěti je používána technika nulové rychlosti creepu [83* Typický přiklad závislostí rychlosti ustáleného tečeni ne efektivním napětí a teplotě ilustruje obr. 5. Z detailní analýzy tohoto obrázku je zřejmé, že parametr nenabývá teplotně a na potově závislých hodnot 2 £ m * £ 5 . Zdánlivá aktivační energie skluzu Q* nabývá při teplotách nad 975 K relativně malých hodnot (ve srovnáni s-»WD) a pod touto teplotou P8k - vzhledem k faktu, že závislost pro 875 K leží nad závislosti pro 925 K - fyzikálně nepřijatelných hodnot záporných. 3e tedy nutné konstatovat, že předpoklad q& > • konst. při «**• konst. není přijatelný. Protože by jakýkoliv další předpoklad o tvaru teplotní nebo napôíové závislosti rychlostiňř nebo hustoto $£ byl značně spekulativní,

•;-' '"-•»i*+t*.*Ä'*£$'"2

je třeba vyslovit závěr, že aktivační parametry mľ"a Q , určované z teplotních a napětových závislosti rychlosti Ét , nevedou rovněž k získáni informací o fyzikální podstatě tečení austenitických chromniklových oceli a je třeba tyto parametry chápat spíše -jen jako fenomenologické parametry, zahrnuj id vlivy různých faktorů. V závěru se ještě zmiňme o úloze precipitačního zpevněni při tečeni experimentálních ocelí. Vzhledem k vymezeni problematiky tohoto příspěvku se zabývejme především zpevněním karbidických precipitátů typu M,,C,. Detailně byla tato úlo7j. Z průběhu závislosti na obr. 1 je zřejmý výrazný vliv obsahu uhlíku zejména při nižších teplotách. Při těchto teplotách jsou difúzni procesy poměrně pomalé a karbid preferenčně precipituje na dislokacích uvnitř zrn ve formě malých částic, které při větším rozměru mají kubický tvar jj)J. Takto distribuované částice účinně brání pohybu dislokací. Efekt se samozřejmě kvantitativně mění s obsahem uhlíku. Při vyšších teplotách dochází k preferentni precipitaci karbidů na hranicích zrn (možnost delších difúznich drah, nižší hustota dislokaci) a uvnitř zrn je možné pozorovat při vyšších obsazích uhlíku hrubé částice karbidu, jejichž precipitační zpevnění je méně účinné. Karbidy na hranicích zrn ovlivňuji spíše lomové charakteristiky. Literatura Milička K.; Kovové Mater. 21, 1983, 266. [2] Milička K.: Mechanismy dislokačniho creepu austenitických oceli. Sb. V. celostátního semináře "Creep a lom při creepu". Valtice 1982. Ed. 3. Cadek a F. Dobeš. [3] Milička K.: Dislokační creep austenitických chromniklových oceli. Doktorská dizert. práce. ÚFM CsAV, Brno 1985. [4] Milička K.: Acta Tech. ČSAV, v tisku. C5] Cadek 0.: Creep kovových materiálů. Academia Praha 1984. Schramm R.E., Reed R.P.; Met. Trans. AóA, 1975, 1345. Milička K.: Acta Tech. ČSAV _29, 1984, 602. £83 Ahlquist CM,, Nix W.D.: Ser. Metali. S. 1969, 679. Orlová A., Milička K., Cadek 0.: Mater. Sci. Eng. 50, 1981. 221.

J'f'-'.ľ^ŕŕi^ii'-'íTSa.r; •

I

:] -^ £ 1 *

20

60

100 200 NAPĚTÍ 6 CMPoJ

400

Obr. 1. Vliv obsahu uhlíku na rychlost stacionárního tečeni oceli 21Cr-32Ni; tavba A - 0,018; tavba C - 0,04; tavba P 0,05; tavba VU - 0,09 hm.%C.

NAPĚTÍ 5 CMPaD Obr. 2. Vliv obsahu uhlíku v oceli 21Cr-32Ni na zdánlivou aktivační energii Qe (viz legenda k obr. i, stav PlOT tavba P předběžně deformovaná o 0,10 a dále žíhaná při 1025 K po dobu 10 h).

- 39 -

NAPETl ft CMPQ]

!

b né Pf*í za atudana na rychlott t t S t n l** 0 C daformaca Í»*5íf2 r í 2 * U 21CP-32N1 • 0.05*C. úrovan přadbižné dafornaca v pct. uvádí čialo za pi»Mn9m P.

é n h

Obr. 4. Vliv pradbižná dafornaca za atudana na taplotni závitloati rychlosti i (viz lagtnda k obr. 3 ) .

Obr. 5. Závislosti rychlosti na afaktivním napiti a" a taploti pro ocal 21Cr-32Ni-O,O3C.

J

EFEKTIVNÍ NAřETÍ 0'CMfo]

é

- 40 MATEMATICKÍ POPIS PROCESU TEČENÍ NESTABILIZOVANÝCH AUSTENITICKÍCH CrNi A CrNiMo OCELÍ Ing. V. Bi na, prom.mat., C S c , Ing. R. Pech, D r S c , Ing. J.Koucký Statní výzkumný ústav materiálu Praha 1. tfvod Austenitické oceli nalezly své použití v oborech jako je chemický průmysl nebo v energetických zařízeních. I když v rade případů je jejich prvotně požadovanou vlastností žáruvzdornost, dochází při provozních teplotách a zatíženích i k porušování materiálu tečením. V některých případech se s ohledem na výši provozních teplot a namáhání bez austenitických ocelí již nemůžeme obejít. Např. byly provedeny studie o použití austenitické lité oceli pro turbinovou skříň pro provezní teploty páry do 65O°C /I,2/, Proto se objevuje i potřeba znát žárupevné vlastnosti ocelí tohoto typu. Nejedná se pouze o pevnost při tečení, ale i o deformační charakteristiky mezné deformace pro dlouhodobý provoz. V souvislosti s jinými požadovanými vlastnostmi vznikají otázky vlivu různých faktorů, jako je obsah uhlíku v souvislosti s korozními vlastnostmi apod. Proto v následujícím chceme ukázat a analyzovat některé tyto vlastnosti a vlivy. Materiálové pevnostní vlastnosti byly sledovány u ocelí typu Cr18Ni11 s obsahy uhlíku 0,03 a 0,07% a materiálů typu Cr17Ki12lio s obsahy uhlíku 0,03; 0,06 a 0,09% a obsahy Mo v rozmezí od 2,3 • 3,0%. Výchozími polotovary byly trubky nebo kulatina. Byl sledován i vliv způsobu výroby tj. nepřetavená ocel nebodektrostruskové či vakuové přetavení. Všechny zkoušené tavby byly podrobeny rozpouštěcímu žíhání z teplot 1050 • 1100°C/15 • 30min. (40, 60min.)/voda. Podrobnější údaje jsou obsaženy v práci /3/» 2. Mechanické vlastnosti a jejich analýza Přestože se zaměříme na žárupevné vlastnosti, podívejme se přesto i na vlastnosti krátkodobé, protože model tečení,

- 41 o který se budeme opírat / 4 / používá jako jednu z veličin počáteční deformaci £. , která, představuje základní krátkodobou deformační závislost na napětí (pro dané teploty). Z rozboru experimentálních výsledků z různých taveb a rušných polotoverů s rozdílnými obsahy uhlíku se ukazuje, že rozdíly mechanických vlastností jsou ve většině v korelaci s výchozím polotovarem než s obsahem uhlíku. Obsah uhlíku není sice zcela bez vlivu na výši hodnot pevnostních charakteristik (s vyšším obsahem C se zvyšují), avšak jeho vliv je menší než jiných technologických faktorů. Z těchto pohledů byly potom vyhodnoceny závislosti pro počáteční (okamžité) deformace při tečení. Na rozdíl od feriticko-perlitických ocelí, kde v širokém rozsahu zkušebních napětí tyto počáteční deformace odpovídají závislosti podle Hookova zákona, u austenitických ocelí (vzhledem k nízké mezi kluzu) musíme vzít v úvahu vznik počátečních deformací i v elasto-plastické oblasti* Matematické vyjádření této závislosti, která splňuje podmínku, aby směrnice této křivky v počátečním bodě byla rovna hodnotě 1/E
£ 0 - - § — exp [A.tgh(BRn).exp(-Q/T)] . 100,

(1)

kde T,R je teplota a napětí, Ej je modul pružnosti při teplotě T, A,B,Q,n jsou materiálové parametry. Obr.č.1 ukazuje shodu modelu s experimentálními hodnotami pro jeden případ konstantní teploty - materiálové parametry pro obecné vyjádření jsou na tab.č.1. Ze vztahu (1) lze stanovit i modul plasticity

[un.A.B.R£/cosh2(Bíg)] . Nyní obrátíme pozornost na žárupevné vlastnosti - pevnost při tečení, a to nejprve u ocele typu Cr17Ni12Mo2 s různými obsahy uhlíku. Výsledky zkoušek materiálu odebraného s kulatiny 0 20mm a z taveb s obsahy uhlíku 0,03; 0,06 a 0,09% byly konfrontovány s pevností při tečení podle CSN 417241. Jak by-

- 42 lo ověřeno statistickými testy shody /5/, nebyly rozdíly v žárupeviiosti statisticky významné. Obdobné srovnání bylo provedeno i u ocelí typu Cr18Ni11. Zde se ukázaly již určité ne nevýznamné rozdíly. Avšak porovnání těchto diferencí s rozdíly žárupevnosti mezi jinými tavbami se stejnými obsahy uhlíku ukazuje, že tyto změny nelze přisuzovat výhradně obsahu C a budou výsledkem celého technologického procesu než pouhého rozdílu v chemickém složení Rovněž nelze jednoznačně přisoudit (samostatně) významný vliv způsobu výroby (bez přetavení, elektrostruskové nebo vakuové). Parametry závislosti pro pevnost při tečení (3) jsou na tab.č.1. 3. láezné deformace při lomu Další z materiálových charakteristik jsou tažnost a kontrakce při lomu při tečení. Vedle tažnosti budeme ještě definovat pojem mezné deformace při lomu, Podíváme-li se totiž na časový průběh deformační závislosti až do lomu, je z něho vidět, že velice krátkou dobu před lomem dochází ke stavu, který můžeme nazvat deformačním kolapsem a kdy dochází k náhlému vzrůstu deformace (tažnost), téměř až dvojnásobnému. Obě deformační charakteristiky mají svůj význam, ffažnost charakterizuje plasticitu, mezná deformace určuje přípustné integrální deformace (např. u potrubního systému). Takto definované mezné deformace se stanoví z vyhodnocených závislostí (4a,b) pro hodnotu poškození 0t= 1 (pro každou jednotlivou křivku tečení). Závislost mezných deformací na čase (době' do lomu) lze odvodit z principu dvou paralelně probíhajících procesů - procesu degenerace a procesu regenerace. + A_t -A.t a - re r a ^ d (t) - de Přírůstek kvantitativní změny za dobu A t v čase t bude dán A £ m ( t ) • g (wT + > ď d ) . At a celková hodnota

- 43 + A d ) d t « M-j+Mg.tgh O' pro X, = - A , r=d a kvadratickou funkci g. Z hlediska matematicko-statistického vyhodnocení je vhodnější vyhodnocovat data v logaritmické transformaci. A to ze dvou hledisek: jednak rozptyl nebude závislý na čase (což dává přesnější odhad závislostii než při nerespektování této skutečnosti) a jednak dostáváme závislost, které odpovídá menší součet čtverců odchylek. Tato závislost potom bude mít tvar l a t r - M3-IÍ/P ll,+Mo'tgh ( •—u *—*— l"l 2 * M5 j e doba do lomu

r

S„ = exp m kde t

i R ) I + w' • 100 J ^ T

(2)

log * r • A 1 +A 2 log-|i/T-i/A 5 | + A^log li/T-1/A^U . log

[sinh(A6RT)] + A4log [ sinh(AgRT)] .

(3)

Průběh mezných deformací oceli Cr18Ni11 znázorňuje obr.5.2. Je vidět, že až do o b l a s t i ~-10 4 hodin mezná deformace dosahuje značně vysokých hodnot, potom však rychle k l e sá na relativně nízkou úroveň, kterou bude třeba respektovat při dlouhodobém provozu. Obdobné chování mají mezné deformace i u ocelí typu Cr17Ni12Mo. Příslušné parametry vztahů (2) a (3) jsou na t a b . č . 1 . 4* Časové deformační z á v i s l o s t i Výše uvedené vztahy (1) až (3) představují základní funkcionály, ze kterých můžeme vytvořit závislost růstu deformace s časem, a to jako funkce teploty a n a p ě t í . Základní vztah pro creepovou deformaci lze vyjádřit ve tvaru

£c(t/R,T) - e o ( tj kdt

g(3c )

6 0 ) s ( f l t >,

je funkce poškození 9C , která má formu li

(4a)

- 44 Uvedenými vztahy byly vyhodnoceny křivky tečení ocelí Cr18Ni11 a Cr17Ni12Mo3 jako komplexní závislost vyjadřující růst deformace s časem pro danou teplotu a napětí. Vzhledem k tomu, že podle vztahu (3a) je deformace při tečení funkce poškození ne a navíc, jak bylo ověřeno, regrese pevnosti při tečení v logaritmické transformaci při tečení různých taveb jsou paralelní, lze z vyhodnocení procesu tečení na jedné tavbě určit normativní deformační závislost. V řadě případů se ukazuje, že i vliv legujícího prvku může způsobovat translaci této regresní závislosti, jak bylo zjištěno u vlivu iío. Potom lze transformovat deformační závislost, která byla stanovena pro ocel 07Cr17Ni12Mo3 na deformační závislosti pro oceli typu Cr17Ni12Mo2. Parametry komplexních modelů tečení podle vztahů (1) až (4) pro uvedené oceli jsou na tab.č.1 a pro ilustraci jsou na obr.č.3 uvedeny některé experimentální křivky a porovnány se závislostmi podle komplexního modelu. 5. Závěr U austenitických nestabilizovaných ocelí typu Cr18Ni11 a Cr17Ni12Mo se,s ohledem na variabilitu metalurgických faktorů, neprokázal významný vliv obsahu uhlíku na žárupevné vlastnosti. Větší vliv se ukazuje u různých polotovarů. Rovněž různé metalurgické varianty (EOP, ESP, VOP) nezpůsobují samy o sobě změny v žárupevnosti. Vliv molybdenu na Žárupevnost se projevil translací regrese pevnosti při tečení a dále tím, že stacionární stadium tečení nastupuje později. Poměr meze tečení pro 1% deformaci a meze pevnosti při tečení se pohybuje u nestabilizovaných ocelí v rozmezí 0,65 + 0,85* Mezné deformace při tečení s dobou do lomu klesají a v časech nad 1 0 4 až 2.10 4 hod. klesají až ke střední hodnotě 5-6fc a lze předpokládat, že tento pokles, i když s menší rychlostí, bude pokračovat. Literatura / 1 / SWINDEHAN,R.: Alloy Development for Advanced Steam Cycle Superheaters and Reheaters, Frist Int.Conference on Improved Coal-Pirtd Power Plants (EPRI), Palo Alto, CA, November 1986. iZf TOUCH0N,G.L.-AIlHORtA.:F.-TEIXEIRA,r.P.-ROBBIliS,K.E.: Small

- 45 Supercricital Steam Turbines for Power Generation, International Conf. Turbomachinery - Efficiency Prediction and Improvement, Cambridge, September 1987, a.313-322. /3/ BÍNA, V.-KNEIFL,M.-ZlŽKA,J.: Matematické modely procesu tečení a únavové vlastnosti austeniťických a feriticko-perlitických ocelí pro komponenty JhRR, zpráva SVlfiii Z-84-5072, Praha 1984. / 4 / BÍiľA,V.-?iiCjí,K.: General Ilathematicsl líodel for the Creep Process, Int.Conf. Engineering Aspects of Creep, IKE, Sheffield 1980, vol.1, s.127. / 5 / 3ÍííA,V.-D0UDA,J.-PIVO&KA, J . - Ž I 2 K A , J . : Sledování žárupevných vlastností vybraných hutních výrobků a rozpracování matematických modelů a statistických procedur k jejich hodnocení. Zpráva ŠVŮM Z-88-5788, Praha 1988. /6/ CLAUS,F.J.: Engineers Guide to High-Temperature Materials, Adisson-Wesley Publ. Comp., New York, 1979. Tab.5.1.: Hodnoty parametrů matematického modelu procesu tečení ocelí typu 03Cr18Ni11 a 07Cr1 8JJÍ1 1.

Počáteční deformace £ A

- (1) n

B

Q

8,462563.10"

18,151398

1067

Wezná deformace

£ m ~ (2) M2

2,5355473

M

9,5

-0,68314517

4

1,284268

M5

4

0

0,87812591

Hodnoty parametrů regresní závislosti doby do lomu t r - ( 3 ) A

1

-215,7564

A2

-83,95883

h

A

22,72737

A

4

55,24102

283

6 1.10' 5

iodnoty parametrů základní závislosti £Q, g[*JT(t)] -(4) N

0,4066205

U

K

-0,2318271

.4,000

Hodnoty parametrů matematického modelu procesu tečení ocelí typu 03Cr17Ni12Mo2, 07Crl7Ni12Mo2, 10Cr17Hi12Mo2 a 07Cr17 Ni12M3 Počáteční deformace

£

Q

18,151398

1067

tfiezná deformace

£

1 2,366497

n

B

A

M

- (1) 8,462563.10" 4

1,284268

- (2)

M

M

2 -0,7884287

3 10,0

M

M

5 2,025

4

0

Hodnoty parametrů regresní z á v i s l o s t i doby do lomu

tr

-(3)

ocel Cr17líi12Mo2 A,

29,70085

A

6,57460

A

4 12,80547

3

4,12621

A

A

6 2 ,5.10" 5

5

1 173

ocel 07Cr17M12Mo3 *1

29,70085

Ag

6,57460

A

3 4,12621

A

4

12,80547

A

A

6 5 2, 75.10"

5 1 173

iodnoty parametrů základního vztahu £ c , g |27TC t)] •- (4) N

U

5,51344025

-0,62912798

0,75

Hodnoty modulu pružnosti Ej - austenitické oceli Teplota /°C> 500 Bj . 1 0 ' 5 /MPa/

1,643

525

550

575

600

625

650

1,624

1,6<Í5

1,560

1,523

1,487

1,472

Uvedené hodnoty p l a t í pro: R /IäPa/f T /K/$ t r / h / | £ c ,

€0 /%/i í

1

/%h~ /

ž^,

- 47 -

a

Cr18Ni11 Cr17Ni12Mo3

600'C x 17240 6.17249 017352

Q BO

160

240

napětí R fMPa]

A

Obr. 1.: Matematické vyhodnocení počáteční deformace při tečení a porovnání a experimentálními daty.

I

- 48 -

:

17240 17249 # O 0 500 C A 550 -f- 575 * 600 Ó 625

Cr18Ni11

Ol

Of

"O

•g

s

10 3

2

4 6 1OA 2

4 6 10-

doba do lomu t r C^] Obr, 2 . : Závislost mezné deformace o c e l i typu Cr18Ni11 na době do lomu.

$lom

46

103?

46

# 2 46 čas t [h]

Obr. 3, t Vyhodnocení pzocMu t •cení - 17249.

- 49 VLIV OBSAHU HLINÍKU NA VLASTNOSTI LITÝCH OCELÍ TYPU 15Cr25Ni A 15Cr35Ni Ing.K.Hrbáček,CSc.x Ing.J.Kudnnan,CSc.,Ing.R.Pech,DrSc. SVtÍM Praha, PBSZKG Brno? Lité oceli typu 15Cr25Ni a 15Cr35Ni se pro obtíže při odléváni používají jen omezen? a je dávána přednost niklovým slitinám, jejichž vlastnosti nejsou sice zcela využity, ale. vyšší materiálová náklady vyváženy nižší zmetkovitostí* Největším problémem při lití austenitických ocelí jsou trhliny . za tepla, zapříčiněné vysokým koeficientem tepelné roztažnosti, projevující se velkými kontrakčními pnutími při chladnutí odlitku, Z hlediska celkové ekonomie výroby je nutno považovat tento stav za dočasné východisko a věnovat pozornost hlubšímu studiu vlastností komplexních austenitických ocelí. Kritickou oblastí, kde vznikají trhliny při tuhnutí, jsou hranice dendritických buněk a především rozhraní dendritických krystalů. Existuje několik možností, jak tento nepříznivý jev potlačit. Při legování titanem a hliníkem je možno zamezit vzniku oxidických blan tavením a litím ve vakuu nebo v inertní atmosféře. Určité možnosti dává také rafinace vápníkem nebo hořčíkem. Dalšího zlepšení lze dosáhnout legováním bórem, který díky velké povrchové aktivitě do značné míry eliminuje škodlivé účinky nežádoucích příměsí na hranicích zrn. Experimentální materiál a metodika Byla odlita série taveb austenitických ocelí s obsahem C pod 0,03% a obsahem B okolo 0,1%. U tří taveb oceli 15Cr25Ni byly při koncentraci Ti l,5-l,6%hm koncentrace hliníku 2,8 3,2 a 3,9#hm /tavba 1-3/. Další tři tavby byly z oceli 15Cr35Nil,5Mo. Obsah Ti byl 1,2-1,3?6hm, obsah AI v jednotlivých tavbách /tavby 4-6/ byl 2,1 a 3,1 a 3,5?6hm. Byly porovnány tři varianty tepelného zpracování, 750°C/20h, 1050°C/2h+ 75O°C/2Oh a 115O°C/2h+75O°Č/2Oh. U prvé alternativy byla sledována ještě kinetika strukturních změn při izotermické výdr-

- 50 ži 0-24h. Dále byla sledována stabilita fází po 2h žíhání a teplotách 75O-115O°C. Vylučování a stabilita primárních a sekundárních fází U všech taveb počíná precipitace fáze j*' v oblastech při. rozhraní dendritických buněk a s dobou žíhání se postupně rozšiřovala do středu bunky. Síření této zóny je dobře patrno v závislosti středního rozměru precipitátu na vzdálenosti od rozhraní pro různé doby žíhání při 75O°C (obr.l). Při vyšších teplotách můžeme porovnat stav po 2h žíhání. Precipitace je . ďpět nehomogenní, precípitáty hrubší (obr.2). S rostoucí teplotou, dobou žíhání a koncentrací hliníku se nehomogenita vylučování fáze $ snižuje. Větší rovnoměrnost v rozložení částic ji' je možno docílit i zařazením homogenizačního žíhání 1050 nebo 1150°C. Velmi podobný charakter precipitace byl zjištěn i u oceli s 35%hm Hi. Nehomogenita precipitace V značně ovlivnila možnost sledování hrubnutí částic této fáze při žíhání za teploty 75O°C. Závislost středního rozměru částice (Dy)j,' nafaobě žíhání se podařilo sestrojit jen pro tavby 5 a 6 (obr.3) a bylo možno je zpracovat podle rovnice /I,2/ : n

r - řJ - Kt ( r - pol. částice, r - výchozí poloměr, K - růstová konstanta, t - čas ) Pro tavbu 5, která, jak bude uvedeno dále, vykazovala nejpříznivější vlastnosti, byly odečteny hodnoty n»2,8 a K«6,4.1O" 2 7 (m 1 1 .*" 1 ). Tyto údaje Jsou v dobré relaci • teoretickým předpokladem, že řídícím mechanismem hrubnutí je objemová difiíze prvků účastnících se na tvorbě fáze jí. Zařazení homogenizačního žíhání před vytvrzení zlepšuje rozložení částic ^'. Jak ukazuje obr.4, kde jsou porovnány stavy po vytvržení 75O°C/2Oh dochází i ke zvýšení celkového objemu vyloučení fáze y. Tento poznatek platí pro oba typy zkoumaných ocelí. Kromě fáze V se u sledovaných ocelí podílejí na vytvrze-

- 51 ní základní hmoty i částice primárně vyloučené na hranicích •buněk licí struktury. Vznikají v průběhu ochlazování v oblastech maximálního odmíšení přísad. Mohou být přítomny tři typy: karbidy, boridy a primární j'. Jejich vzájemný poměr záleží, při srovnatelných podmínkách ochlazování, na chemickém složení. Při vytvrzování za teploty 75O°C bez předchozí homogenizace pozorujeme nejprve procesy vedoucí k -vyrovnání nehomogenit litého stavu. Dochází postupně k rozpouštění drobných částic primárně vyloučených v okolí rozhraní buněk licí struktury. V druhé fázi se začíná uplatňovat pomalé hrubnutí částic za současného pokračujícího rozpouštění nerovnovážných fází. Tím dochází k postupnému vyrovnávání lokálních rozdílů v koncentraci některých přísad. Podobné změny můžeme pozorovat i se změnou teploty při shodných dobách prodlevy (2h).. Pro tavbu 1 jsou tato změny vyjádřeny závislostmi strukturních parametrů na obr.5. Vzhledem k obtížnému metalografickému rozlišování jednotlivých fází jsou hodnoceny sumárně všechny částice na rozhraní buněk. Podobné změny pozorujeme i u ocelí s vyšším obsahem hiklu (obr.6). Systematický pokles objemového podílu těchto fází s dobou žíhání při 75O°C prokazuje postupné vyrovnávání nerovnovážného stavu. Stejný charak- • ter má závislost jednotkového počtu částic. Střední rozměr částic se podstatně nemění. Tato skutečnost je vyjádřením protichůdnosti dějů - hrubnutí částic a rozpouštění. U závislosti na teplotě můžeme odlišit dvě stádia: Oblast do 800°C, kde dochází k rozpouštění především primární fáze ]*' a oblast nad 1000°C, kdy pozorujeme intenzivní rozpouštění karbidů chrómu a boridů. Stabilní zůstávají karbidy titanu. Zvyšování obsahu hliníku v oceli vede ke zvýšení objemového podílu vyloučeného precipitátu ý . Protože tato fáze se podílí rozhodující měrou na vytvrzení oceli, můžeme očekávat zlepšení mechanických vlastností. Koncentrace hliníku a současně i zařazení vysokoteplotního žíhání má své omezení. Vzrůstá nebezpečí vzniku topologicky těsně uspořádaných fází, jako s* , ale i/n, R a Lavesovy fáze. Tyto fáze se vyznačují vý-

ľí^^

'•

y p\

•

- 52 razně negativním vlivem na mechanické vlastnosti a je nutno jejich přítomnosti ve struktuře zabránit. Výskyt fází tohoto typu byl zjištěn u tavby č.3 (3,9#hmAl, 15Cr25Ni). Při teplotě 75O°C se vylučovaly částice fáze € ve výrazné deštic-, kovité morfologii a jejich objemový podíl rostl až do 8h ží-. haní, kdy dosáhl více jak 10%. S rostoucí teplotou byla tvorba <S -fáze potlačena. Mezi 95O-1OOO°C byl však pozorován . vznik Lavesovy fáze. Její objemový podíl nebyl již tak vysoký. V menší míře byla <£ -fáze pozorována i u tavby S.6 (15Cr35Ni3,5Al) a ojediněle u tavby 2. U sledovaných taveb byly hodnoceny záklední mechanic-. ké vlastnosti a pevnost při tečení za teploty 65O°C a napětí 360 a 400MPa. Hodnoty byly vyjádřeny relativně k tavbě 1 jako základu. Výrazné zlepšení přináší tavba č.5 (15Cr35Ni \. 3,1A1); např. došlo k prodloužení doby do lomu 3,83-9,95 x podle tjtpu tepelného zpracování. U vyšších obsahů hliníku pozorujeme prudké zhoršení vlastností působené přítomností Lavesovy a C -fáze.

.,

Diskuse výsledků Byla hodnocena mikrostruktura a vlastnosti litých ocelí, typu 15Cr25Ni a 15Cr35Ni určených pro přesně lité žárové části plnících dmychadel naftových motorů. Ukázalo se, že precipitace fáze }>' neprobíhá u těchto ocelí rovnoměrně, ale je. urychlována v okolí rozhraní buněk licí struktury v důsledku odnášení přísadových prvků při tuhnutí. Vyšší koncentrace hliníku snižuje nehomogenitu rozloze-, ní částic j/. Je však omezena, nebo? při obsahu 3,5%hm AI por zorujeme intenzivní výskyt topologicky těsně uspořádaných fází, které výrazně zhoršují mechanické vlastnosti. Lze odhadnout, že koncentrace hliníku nemůže být vyšší než 3,2-3,3%hnu Kvantitativní metalografická analýza prokázala, že optir mélní disperze částic ^'je mezi 3.10"' • 4.10"^mm. Podle růstové rovnice popisující hrubnutí částic jí u tavby 5 leží optimální doba žíhání mezi 20 a 40h. Při zařazení předchozího

t

- 53 vysokoteplotního žíhání je tato doba kratší. U daných ocelí . je však možné vysokoteplotní žíhání pouze v ochranné atmosfé-. ře, což představuje závažnou technologickou komplikaci. Z hlediska aplikací se jeví perspektivní ocel 15Cr35Ni, kde u tavby 5 bylo dosaženo vlastností, které jsou plně srovnatelné . s dosud užívanou niklovou slitinou IVN 4. Prodloužení vytvrzovací doby při 45O°C nad 20h povede pravděpodobně k další- . mu zlepšení dosahovaných mechanických vlastností. Jejich hod-, noty by se měly přiblížit hodnotám zjišíováných u oceli vytvrzené 75O°C/2Oh po předchozím vysokoteplotním žíhání. To by umožnilo homogenizační žíhání vypustit. Literatura 1. Lifšic P.M., Sljozov V.V., J. Phys. Chem. Solids,19,1951,35; 2. Wagner C., Elektrochem.,65,196i;581.

0 o

Obr. 1 Ocel 15Cr25Ki2,6Al, ?5O°C

Cbr. 2 Ocel 15Cr25Ni2,8Al, 2h žíhání

- 54 -

Obr. 3 Závislost středního rozměra částic V na době žíhání 75O°C *

750

1ÍÍ55

ÍÍ51T TfCj

Obr. 4 Vliv zařazení rozpouštScího žíhání - ocel 15Cr25Ni

- 55 -

fc] _

Obr. 5 Změny strukturních parametrů částic na rozhraní buněk licí struktury - ocel 15Cr25H12,8Al

T (ti—•

Obr. "6 Změny strukturních parametrů částic na rozhraní buněk licí struktury - ocel 15Cr35Ni3,lAl

- 56 NOVÉ POZNATKY O MATERIÁLOVÉ PROBLEMATICE ODSTŘEDIVÉ LITÝCH TRUBEK Ing. 3. Kudličke, Ing. R. Daněk. Ing. K. Klobása. CSc. VÚCHZ, Brno. KSB, Brno 1. Úvod Odstředivé lité trubky z vysoce legovaných austenitických oceli se zvýšeným obsahem uhlíku se převážně používají k výrobo reskčnich systémů štěpících peci. U peci parního roformingu probíhá itěplcl reakce za tlaku cca 3,5 MPa a teplota stěny trubek dosahuje 900 až 950° C. Rsskčni trubky jsou hlavně namáhány napětím od vnitřního přetlaku při dlouhodobém působeni za vysokých teplot a přídavnými napětími od cyklováni teplot při najížděni a odstavováni peci. Dominantní příčinou poškozeni je lom při tečeni. U pyrolyznlch peci je poměrně nizký tlak cca 0,5 MPa a teplota stěny nejvíce exponovaných trubek postupně vzrůstá od 1000 do 1100° C dle stavu zakoksovánl trubsk. Při ětěpicl reakci se uvolňuje uhlík, který se nejen usazuje na vnitřním povrchu, ale difunduje také do materiálu trubek. Dominantní příčinou poikozeni Je nauhličenl. Vzhledem k zaměřeni konference bude pozornost věnována odstředivě litým trubkám (dáls jen OLT), určeným pro pece parního reformingu, kde je rozhodujíc! žárupevnost použitých materiálů. 2. Dosud používané materiály OLT Z požadavku na vysokou žárupevnost vyplynulo i zavaděni výroby OLT z vysocslegovaných auatsnitických ocsli se zvýšeným obsahem uhlíku cca 0,4 %. Základním typem byla ocel typu Cr25Ni20, která však nevykazovala v daných provozních podmínkách dostatečnou životnost. Proto byly vyvinuty oceli a slitiny se zvýšsnou žárupsvnostl typu Cr24Ni24Nb, MBS 80 a Cr25Ni35Nb. Pro názornost uvedeme základní charakteristiky těchto materiálů.

- 5? Ocel typu Cr25Ni2O Po odliti je struktura tvořena austenitickou matrici přesycenou uhlikem s eutektickými karbidy chrómu My C 3 a M 2 3 Cg, které vytváří souvislé šitovi po hranicích zrn. Vlivem provozních teplot dochází k precipitaci sekundárních karbidů chrómu M 2 3 Cg. Tyto z počátku jsáné karbidy se postupem času shlukuji a hrubnou. Mimo to dochází také ka hrubnuti eutektických karbidů a transformaci My C 3 na Mg 3 C 6 # Uvadané dije Jsou příznivé pro vyiěl žárupevnost, ala na druhé stráni jsou příčinou ztráty plastických vlastnosti. Ocsl typu Cr 24Ni24Nb Ve stavu po odliti ja struktura tvořena austanitlckou matrici přasycsnou uhlíkem a sutektickými karbidy chrómu My C 3 a M 2 3 Cg a zejména niobu MC. Přísada niobu výrazni mini morfologii tich to karbidů. Souvislá sit po hranicím zůstává, ale karbidy jsou Jemné j ěi a převládá lamelami charakter. Vlivem provozních teplot dochází k precipitaci velmi jemných sekundárních karbidů MC a M 2 3 C g . Karbidy niobu jsou stabilniJéí a Jejich shlukováni a hrubnuti Je velmi omezeno. Také nedochází k ^rmznému hrubnuti autektických karbidů, pouza probíhá trana formace Mj C 3 na M 2 3 Cg. Tim ja dosahováno

';

j,

'

jak zvýienl žárupevnosti tak i zmenienl poklesu plasticity. Slitina MBS 80 Tato alitina vychází z oceli typu Cr24Ni24Nb a je předati tem aovitského a čsskoslovanského autorského osvidčsnl vypracovaného v rámci spolupráce KSB Brno s VNIINĚFTĚMAS* Moskva. Má upresnené základni chemické alozeni a navíc obsahuje přlaadu caru* Tlm sa podstatné zvyiuja čistota kovu a také Js ovlivnin charakter eutektických karbidů, u kterých aa podstatni anižuje hustota lamel. Vlivem provozních teplot dochází k precipitaci obdobných fázi jako u ocall Cr24Ni24Nb. Tato alitina vykazuje dálil zvýienl žárupavnostl a také tažnoati při tečeni. Výzkum žárupevných vlastnosti tohoto materiálu byl provádin ve VÚCHZ Brno ve apoluprácl aa SVÚM Praha. Na vyhodnoceni trubek odlitých v KSB Brno byl aplikován zkuiebnl prog-

I >

;> /

'

r*

- 58 ram zahrnující sledováni průběhu křivek tečeni a dob do lomu* K vyhodnoceni experimentálních dat bylo použito obecného matematického modelu procesu tečeni, který je podrobně popsán v pracích /I - 3/. Tento model vyjadřuje také dalěl mechanizmy poikozování materiálu, vznikající při vysokých teplotách. Tim jsou v plném rozsahu určeny matematické závislosti pro komplexní vyhodnoceni procesu tečeni od počáteční deformace £ 0 , přes rozvoj deformace £ e (t) s časem až do konečné fáze lomu tp e odpovídající meznou deformaci £ n , a to Jako funkce teploty T a napiti R. Konkrétní číselné hodnoty jednotlivých parametrů modelu Jsou uvedeny v /2/. Na obrázku č. 1 jsou porovnány experimentálni výsledky e regresní závislosti doby do lomu. Na obrázku č. 2 jsou porovnány experimentální křivky tečeni s vyhodnocenými průběhy středních hodnot. Důležité je, že uvedeným postupen byly doeaženy objektivní hodnoty meze pevnosti při tečení za 100 OOO hodin, které nejsou zatíženy chybou optimietlcké extrapolace a dávají reálný předpoklad k dosažení projektované životnosti. Dosažené výsledky byly již realizovány v KSB při dimenzováni reakčnlch systémů inovovaných p a d parního reformingu. Slitina typu Cr25Ni35Nb Ve stavu po odliti má struktura obdobný charakter jako u oceli typu Cr24N124Nb. Obdobně také probíhají všechny děje působením provozních teplot. Vlivem zvýšeného obsahu základních legujících prvků niklu a uhlíku dosahuje tato slitina nejvyiilch hodnot žárupevnosti ze viech uvedených typů. Proto se v-posledních letech ztčmlt ve světě používat pro nejvíce exponovaná reakční systémy. Také v KSB byla osvojsna výroba OLT z této slitiny a v současné době se dokončuje ve VÚCHZ Brno obdobný program zkouisk iárupsvnosti, jako byl aplikován u slitiny MBS 80. Také vyhodnoceni výeledků bude provedeno obdobni ve SVÚM. 3. Nové materiály OLT V poelednich letech se v literatuře /4 - 7/ objevuji údaje o nové generaci materiálů OLT, které jeou mikrolegovány Ti, ÍMSlB

- 59 Zr, případně Jsou přidávány prvky vzácných zemin. Existuji různé typy těchto materiálů, které obvykle vycházejí ze základních typů Cr24Ni24Nb, případně Cr25Ni35Nb a u kterých je snížen obsah Nb z 1,5 na 0,8 %. Najrozšírenejší je mikrolegováni titanem a zirkonem v množství 0,15 až 0,25 %, Kombinace těchto prvků má vliv jak na morfologii eutaktických karbidů, tak zejména na precipitaci sekundárních karbidů. Eutektické karbidy jsou složsny převážně z komplexního karbidu niobu, titsnu a zirkonu MC a meněiho množství M 2 3 Cg. Oůlsžitá Js, že již netvoří zcels souvislou sít, nsmají výrazně lamelami charakter a jsou jemně jěi. Vlivem provozních podmínek nedochází prakticky ke hrubnutí eutektických karbidů MC a karbidy M 2 3 Cfi aica hrubnou, ale nevytváří souvislá blokové komponenty na hranicích zrn. Zásadní změny nastávají při prscipitaci askundárnich karbidů. Menši část tvoři karbidy M 2 3 Cg, ktaré mohou postupně hrubnout. Většina je tvořena karbidy MC. Změna složeni těchto karbidů z jednoduchého NbC ns komplexní (NbTiZr) C má příznivý účinek na vznik velmi Jemné a stabilní disperse v matrici. Odolnost této dispsrse proti hrubnuti je považována za hlavni příčinu vysoká žárupsvnostl. Příznivějším vyloučsnim sutektických karbidů je vysvětlována z^iané tažnost při tsčsni. Pro názornost Jsou v tab. I uvsdsny hodnoty meze pevnosti při tečení mikrolegováných oceli v porovnáni se záklsdnimi typy dis nového katalogu licenční firmy Poes-Marre / 7 / . Nutno podotknout, že uváděné zvýěeni žárupevnoati nsni výrazné. 0proti tomu v Jiných podkladsch /A, 5/ js ns informativních grafech uváděno podstatně výraznější zvýšeni žárupsvnosti, dokoncs mikrolsgovaná ocel typu Cr24Ni24NbTZ převyšuje alitinu Cr25Ni35Nb. 4. Vliv vvrobnj technologie na vlastnosti OLT V posledních lstech se značně zvýšily požadavky na kvalitu výroby OLT. Osdná ss zajména o dosažení vyšší čistoty •atsrlálu a rovnoměrnějěl makrostruktury po délcs trubky. čistota materiálu ss udává limitováním obsahu stopových

- 60 prvků As, Pb, Sn, Zn. Dosaženi požadované čistoty pri taveni ve vysokofrekvenční peci závisí především na kvalitě vsázkových surovin. Nejsou-ll k dispozici, používá se předslitin vyrobených v obloukových pecích a při vlastním taveni je aplikováno profukovánl argonem. Tim dosahuji přední světoví výrobci běžně vysoké čistoty materiálu. Náš jediný výrobce OLT, KSB Brno nemá uvedené Možnosti, a proto plněni nových požadavků na dodrženi limitních obsahů stopových prvků je velmi problematické. Ole novějších poznatků není z hlediska žárupevnoeti makrostruktura s kolumnárnlm zrnem výhodná. Proto by OLT měly mit alespoň polovinu tlouštíky stěny tvořenu ekviaxlálnlm zrnem a to po celé dtflce trubky. Splněni táto podmínky vyžaduje řídit krystalizaci při tuhnuti OLT. Dosahuje se toho programově řízený* nástřikem kokily až třemi druhy izolačních mas* Takové zařízení nemá KSB k dispozici, a proto nemůže zajistit výrobu OLT s předem definovanou rovnoměrnou mskrostrukturou po celé dálce trubky. 5. Závěr Pro rsakčni systémy pecí parního rsformingu je nutno používat odstředivě lité trubky z vysoce legovaných austenitických ocelí a elitin s vyšší žárupsvnostl. Tuto podmínku prozatím nejlépe splňuji materiály typu Cr24Ni24Nb a Cr25Ni35Nb, které jsou nejpoužívanější a jejichž výroba je 1 zvládnuta v KSB Brno. Ve evětě ee zavádí nové typy těchto materiálů, u kterých se mikrolegovánim titanem a zirkonem dosahuje dalšího zvýšení žárupsvnosti. 3sjleh výroba v ČSSR js teprve ve stádiu příprav.

- 61 s

t

J í

KJ°;

»s | 3 C 2

lí

A

S 3

&

j*s O • 700.0

A

+

K - 950,0

• 900.0

- 800.0

O

O - 1000.0

Obr. 1. Grafické porovnáni experiaentu a •»tematický* vyhodnoceni* dob do loau

• 800,0 78.0

Ck • $00,0 Si.9

Obr. 2. Grafické porovnáni exparlMantálnlch kŕivak tačeni a vyhodnocenýai průběhy středních hodnot

Tab. I. Miniaálnl hodnoty mezo pevnosti při tečeni v MPa za 100 000 hodin

POSE-MARRE

800° C

850°C

9000 C

G 25/20 G 24/24 Nb

18 .0 24 .0

12 .5 15 ,5

8 .3 9 .6

4.9 5,5

G 25/35 Nb

25.0 34,0 36,0

27 .0

19 .5

13 ,0

8.0

G 24/24 Nb TZ G 25/35 Nb TZ

37,0 38,0

26 .0 29 .0

17 .5 21 ,0

10 .5 13

6.1 8.5

9500 C

1000° C

Literatura 1. Bina V., Pech R.: Strojírenství 30. 1980, č. 4, a. 227 2. Blna V.,Oan
- t>2 N i SLITIHY - VIASTi-IÚSTI,

MšCKIJOLOGIS, U Ž I T Í

Ing. J. Hakl, C S c , Ing. fí. Pech, DrSc SVfc Praha 1. ÚVod Sárupevné ívi slitiny jsou určeny pro výrobu namáhaných částí, provozovaných v rozsahu teplot asi 600-1100°C, tedy nad oblastí aplikace austenitickvch ocelí. 3yly odvozeny od i*

žáruvzdorných slitin typu I'Ii-20Cr, používaných již od počatku našeho století pro výrobu topných elementů. Hlavním stimulem jejich rozvoje bylo pochopení významu precipitač.iího vytvrzení Iíi-Cr slitin pomocí přísad AI a Ti pro zvýšení mechanických vlastností. Jev byl sice objeven již koncem 20.let, ale až v roce l$)40 byla v Anglii u firmy The Hond iíickel patentována první Ni žárupevná vytvrditelná slitina. Slitina byla později označena Wimonic 80 a od ní byla v dalších letech odvozena celá řada materiálů s tímto obchodním názvem. Obdobný vývoj probíhal v USA u firmy International Iíickel, kde v roce 1941 byla patentována vytvrditelná žárupevná slitina na bázi Iíi-Fe-Cr, nazvaná Inconel X /1,2/. Dále se vývoj Hi žárupevných slitin ubíral rychlým tempem. Vzhledem k strategickému významu těchto materiálů pro zvyšování výkonu a účinnosti leteckých plynových turbin se výzkum Ni slitin stal jednou z nejhlouběji sledovaných oblastí kovových materiálů. Výsledkem úsilí bylo propracování řady progresivních technologií, pochopení teorie legování a zavedení široké škály žárupevných slitin s vysokými užitnými vlastnostmi. Pokrok se přímo odrážel v zvyšování rozhodujících parametrů plynových turbin* Je to názorně patrné z obr. 1 t kde je charakterizován časový vývoj nárůstu tahu motorů pro civilní letadla, doprovázený poklesem měrné spotřeby paliva a poměru základní hmotnosti k vzletovému tahu /3/. Tento trend je zejména důdadktm postupného zvyšování pracovních teplot v turbin*. Použití Mi slitin je v nich stéle rozsáhlejší a z hlediska hmotnosti představují dnes nejvýznamněji zastoupené konstrukční materiály. Je to zřejmé z obr.2, znázorňujícího vývoj materiálového řešení leteckých plynových tur-

I

j ;í

•'•' ,

- 63 bin / 4 / . Cílem našeho příspěvku je stručná charakteristika současného stavu poznatků o Ni žárupevných slitinách. Zvláštní pozornost bude věnována technologiím jako rozhodujícímu faktoru, ovlivňujícími vlastnosti a tím i aplikace těchto materiálů. 2. Chemické složení a struktura Zárupevné slitiny na bázi líi obsahují obvykle větší množství legujících prvků a řadu doprovodných příměsí, které je nutno udržovat v přípustných mezích. Schematicky je to patrno z obr.3 /5/. Obsahy legtfr se mohou pohybovat přibližně až v tšchto rozmezích (fr hra): 3-30%<3r, O,5-5fíTi, 1-6JŽA1, 1-2SSNb, 1-4,5#Pa, 5-20%Co, 2-IOjato, 2-10#W, 0,7-1 »8$&f, 0,05-0,2#C a dále menší množství B,Zr, resp. Ce. Je logické, že u konkrétních typů slitin některé z těchto legůr nejsou obsaženy a obsahy prvků jsou v podstatně užších intervalech, U některých úsporných slitin se vyskytuje i Pe, nahrazující část Ni; u vysocežárupevných slitin je Pe pouze doprovodným prvkem a jeho obsah je omezen pouze několika desetinami procenta. Význam jednotlivých legůr lze velmi stručně charakterizovat následujícím způsobem. Cr a AI poskytuje slitině odolnost proti korozij AI a Ti vstupují do vytvrzující fáze iíi^(Al,Ti) zvané sf1, případně Ti sanotný do fáze Ni~Tí zvané £ ; tuhý roztok 0Ý je zpevňován těžkými prvky Cr,Mo,W,Ta,Iíb; tyto a další karbidotvorné prvky (jako Zr, Hf) vstupují do karbidických fází; zpevnění hranic je dosahováno pomocí 3,C,Hf. Jednotlivé legůry mají pochopitelně mnohem komplexnější účinky. Mo a W se nejen rozpouští v tuhém roztoku, ale vstupují i do karbidů a do fáze ff a činí je stabilnější při vysokých teplotách. Co a Ta zvyšují teplotu rozpustnosti fáze ý . Nb spolu s Ta kromě karbidů může vytvářet i samostatnou fázi Ni,(lib,Ta) zvanou y* . Takto by bylo možno se zmínit i o dalších prvcích (podrobněji viz kupř. /6,7/). Kromě uvedených legujících prvků ovlivňuje užitné vlastnosti Ni slitin mnoho dalších příměsí, které jsou obsaženy již ve výchozích surovinách nebo vstupují do materiálu během technologického procesu. Jejich přítomnost je bučí prospěšná nebo

- 64 naopak nežádoucí* Podle / 8 / je možno účinek příměsí klasifikovat takto: a) škodlivé prvky - residuální plyny (0,H,N,Ar,He), nemetalické nečistoty (P,S), kovové a raetaloidní nečistoty (Pb, 3i,Sb,As,Se,Ag,Cu,Tl,Te)j b) užitné prvky - rafinační přísady (CafIúg,Ce,La),minoritní legůry (B,Zr,Hf,C). Přestože význam příměsí je znám již dlouhou dobu, je tato problematika stále aktuální. Svědčí o tom velká četnost prací v literatuře i konání specielních konferencí k této tematice (viz kupř. /9/)« Důvodem je, že možnosti zlepšování vlastností cestou nacházení optimálních kombinací legujících prvků jsou u Ni slitin již prakticky vyčerpány a jistou rezervu představuje právě kontrola čistoty a mikrolegování materiálu. K nejvíce diskutovaným nečistotám patří zejména ů,lí a S. Zatíra co účinek 0 a S lse potlačit rafinačními přísadami, mikrolegováním a technologickými opatřeními, odstraňování Ií je velmi obtížné. Přítomnost II je důvodem výskytu různých defektů a nedodržování požadovaných mechanických vlastností při recyklování vratného materiálu u výroby odlitků ze špičkových slitin /10,11/. Z provedeného přehledu legujících prvků lze vyvodit, že struktura Hi slitin je tvořena základním tuhým roztokem^ (Ni,Cr,Mo...), ve kterém jsou vyloučeny primární (MC) a případně sekundární komplexní karbidy (I/L^CQ, event. U.7C3, MgC), vytvrzující fáze (f*,event, f , £ ) , resp. i některé fáze další (M 3 B 2 , M(C,N), M 2 3 (C,N) 6 ...). S ohledem na žárupevnost je nejvýznamnější strukturní složkou fáze tf* , resp. její morfologie, objemový podíl a stabilita za vysokých teplot. U prvních Ni slitin byla tato fáze dispergována ve tvaru globulí a objemový podíl Činil cca 2055. Současné vrcholné slitiny obsahují až okolo 60# této fáze* Je zde vyloučena zejména v kuboidních útvarech, případně i primárně jako eutektika. Postupný vývoj struktur od jednoduché slitiny Nimonic 80A ke komplexně legované MAR M246 ukazuj* přehledný obr.4 /6/. U komplexně legovaných Ni slitin je nebezpečí vzniku topologicky těsně uspořádaných fází (ď^ét,...), které mají z

- 65 hlediska dlouhodobé provozní aplikace nepříznivé důsledky. Složení slitin musí být proto vyváženo tak, aby existence těchto fází byla vyloučena. Fro prevenci vzniku fáze íT" se všeobecně užívá metody PHACOMP, spočívající v určení relace nezi počtem elektronových vakancí v matrici a chemickým složením slitiny /12/. Pokud počet vakancí nepřestoupí jistou kritickou hodnotu.fáze 6* se nevylučuje. 3c Vlastnosti a aplikace Provoz klade na materiál žárových částí plynových turbin celou řadu požadavků. Nejdůležitější je odolnost proti tečení, vysokoteplotní korozi a únavě /13/» Závažné jsou však i vlastnosti technologické - tvařitelnost či slévatelnost, obrobitelnost, event, svařitelnost. Konkrétní údaje o těchto materiálových, charakteristikách lze nalézt v příslušných materiálových list&ch. Vzhledem k přehledovému zaměření a rozsahu n&ší práce se omezíme pouze na obecné vývojové trendy. V tomto směru je názorné schema na obr.5, vystihující jaký efekt přináší zlepšení některé z materiálových vlastností pro různé části plynové turbiny. Všimněme si blíže nejvýznamnější vlastnosti líi slitin z hlediska aplikace, tj. žárupevnosti /13/, jejíž vývojový trend je patrný z obr.6 / 2 / . Je zde znázorněn nárůst teploty použitelnosti zaváděných materiálů (při konstantním napětí 140 MPa a životnosti 100 h) v závislosti na době výrobního zvládnutí. Vývoj souvisel s prohlubováním poznatků o významu legování a rozvojem vhodných technologií. Křivka 1 ukazuje časový nárůst teploty aplikace tvářených slitin (používaných již převážně jen na disky). Zvládnutí technologie lití a komplexnější legování umožnilo další vzrůst teploty (křivka 2 ) . Zvyšování žárupevnosti u těchto typů slitin však bylo dosahováno za cenu zhoršování odolnosti proti vysokoteplotní korozi /2,6/. Souvisí to s obsahem Cr ve slitinách. Vzhledem k tomu, že Cr snižuje teplotu rozpustnosti fáze $\ tedy žárupevnost, byl jeho obsah stále omezován. Důvodem byl ostatně i příspěvek tohoto prvku k tvorbě fáze(T( je stejný jako u W a Mo). Zatím co u prvních Hi slitin byl obsah Cr okolo 20?ž, poklesl jeho obsah v některých špičkových slitinách až na 3%. Přitom tento prvek ovlivňuje odolnost proti vysokoteplotní korozi nejvýznamněji

|

>í *J, tf

- 66 ze všech používaných legůr. Nedostatek žáruvzdornosti se projevil zejména u stacionárních turbin a agregátů, pracujících v prostředí mořského vzduchu. Proto se vývoj orientoval na novou skupinu slitin, kde byla preferována žáruvzdornost na úkor žárupevnosti. Obsah Cr je u nich asi okolo-15%, některé však mají až 30?«Cr. Křivka 3 a 4 na obr.6 platí pro lité slitiny se zvýšenou žáruvzdorností, křivka 5 pro slitiny tvářené. Díky rozvoji technologií usměrněné krystalizace byly paralelně vyvinuty slitiny s extrémně vysokou žárupevnosti, znázorněné křivkou 6. Tyto materiály mají obsah Cr relativně nízký a při aplikacích je nutno používat vhodných protikorožních bariér. Ni slitiny mají dominantní postavení při materiálovém řešení žárových částí plynových turbin, tedy v teplotní oblasti asi nad 760°C. Těmto aplikacím je v naší práci věnována hlavní pozornost. Při středních teplotách (zhruba 540-760°C) jsou používány zejména pro disky. S výhodou jaou však aplikovány i při nižších teplotách v petrochemii, kde se využívá jejich vysoké meze kluzu, odolnosti proti korozi a koroznímu praskání /14/. 4.. Technologie líi slitiny byly zpočátku taveny na vzduchu a rozhodující technologií pro výrobu lopatek a dalších žárových částí plynových turbin bylo tváření. S růstem žárupevnosti nových slitin vznikaly stále větší obtíže při tváření a obrábění a zhruba od 50.let se lopatky začaly vyrábět přesným litím metodou vytavitelného modelu. Dnes je tato technologie nejrozšířenější. Tavení a odlévání iíi slitin na vzduchu je provázeno výskytem defektů, označovaných oxidické blány. Jedná se. o oxidy reaktivních prvků (zejména Al,Ti,Cr), vznikající při styku taveniny se vzdušní atmosférou a vytvářející na hladině taveniny kompaktní vstvy. Blány se pak strhávají s proudem tavěniny do dutiny kokily či formy a ve výrobku představují kovovs nespojená místa, tedy mikrovruby, se všemi negativními důsledky na užitné vlastnosti. Tento problém byl řešen použitím různých specielních strusek, odléváním v proudu argonu, sklopným či spodním litím (viz kupř. /15,16/). Jednoznačně schůdnou cestou se však ukázala až aplikace vakuové metalurgie. Výhody vakuového tavení a lití jsou značné a v současné

- 67 době je tato technologie již zcela běžná. Kromě zamezení oxidace je možno do značné míry snížit obsah různých škodlivých příměsí - zejména plynů a nízkotavných prvků. Obvyklý postup je ten, že základní slitina se vyrábí v 1-5t indukčních pěních, kde proběhne dokonale homogenizace a rafinace slitiny. Tavenina.se odlévá do kokil malých průměrů. Vzniklé ingoty pak slouží jako vsázka do malých indukčních vakuových" pecí pro výroba odlitků. Tyto pece jsou nejčastěji dvoukomorové a jsou uzpůsobeny pro průběžný provoz bez přerušení vakua. Uetody vakuové metalurgie, používané při výrobě primárních taveb, prodělaly v poslední době značný rozvoj /17/. Nejrozšířenější je dosud indukční tavení. Nevýhodou tohoto způsobu je však nebezpečí eroze tavicího kelímku v důsledku omývání stěny pohybující se taveninou a dále vznik produktů kontaktní reakce mezi taveninou a kelímkem. V důsledku těchto procesů tavenina obsahuje vždy jisté množství oxidů. Vyšší čistoty primární slitiny je možno dosáhnout postupně vakuovým obloukovým přetavením, vakuovým přetavením s použitím reaktivní strusky a konečně přetavením elektronovým paprskem. Při posledním způsobu probíhá rafinace ve velmi vysokém vakuu a jsou při ní odstraňovány zejména plyny a nežádoucí prvky s vysokou tenzí par. V centru taveniny se dále zadržují inkluze s nízkou specifickou hmotností (zejména nitridy a oxidy), které jsou před odlitím zadrženy mechanickými barierami* Tato metoda je v současnosti považována za nejmodernější. Její výhodou je možnost výroby slitiny s maximálně dosažitelnou mikročistotou, nevýhodou však je nebezpečí nežádoucího odparu některých legůr (zejména Cr), což činí obtíže při zaručování chemického složení v úzkých tolerancích. Jestliže při výrobě primárních slitin je tavenina ve styku s kelímkem několik hodin, v přetavovacích pecích se již jedná pouze o minutové časy* Nebezpečí znečištění taveniny je tedy poměrně malé. Zvlášť výhodná ja v tomto směru metoda Trucast /18,19/. Pro zaručení vysoké mikročistoty materiálu se však i při výrobě odlitků provádí vhodná opatření. Nejúčinnější se zdá aplikace keramických pěnových filtrů, zasazovaných do vtokové soustavy keramické skořepiny, pomocí kterých jsou zachycovány oxidy, eventuelní vyerodované Částice z ke-

4

'>•

- 68 límku či foray a další nečistoty /20/. Výrazného pokroku bylo dosaženo"i při výrobě odlitků. Konvenčně lité části s ekviaxiální strukturou mají při namáhání v podmínkách tečení slabá místa, na hranicích zrn, kolmých k aplikovanéau napětí. V 60.letech proto byly rozpracovány technologie, umožňující vyrobit lopatky bez těchto hranic - tedy lopatky s kolumnárními krystaly přes celou lopatku /21,22/. Zrna jsou orientována paralelně se směrem hlavního namáhání. Pro tento proces, nazývaný usměrněná krystalizace, byla vyvinuta růzoá specielní zařízení /23/« Jde v podstatě o modifikaci vakuových přetavovacích pecí, uzpůsobených pro řízené tuhnutí odlitků. Kov, nalitý do formy, se nejprve dostává do kontaktu a c&Lazenou podložkou. Tím je dosaženo potřebného teplotního gradientu k nastartování krystalizace. Forma se přitom nachází v homogenním teplotním poli, kde je teplota nad likvidem taveniny. Změnou teplotních podmínek (kupř.vysouváním chlazené podložky z teplotního pole a ochlazováním odlitku prostra radiací do okolí nebo ponořováním do lázně vhodné taveniny, postupným vypínáním topných elementů pícky pro vytváření teplotního pole ap») rostou zrna ve směru odvodu tepla do chlazené podložky. Kromě vlastního zařízení je u této technologie velmi závažný problém kvality keramické formy - zejména z hlediska fyzikální a chemické stability. Forma totiž nosí po dobu i několika hodin odolávat chemickému a silovému působení taveniny, vytemperováné nad teplotu likvidu. Technologie usměrněné krystalizace přináší oproti konvenčnímu lití u slitin stejného aložení výrazné zvýšení žárupevnosti. Lopatky s usměrněnou krystalizací jsou použitelné při teplotách až o 30°C vyšších než lopatky s ekviaxiální strukturou. Od technologie usměrněné krystalizace bylo již blízko k výrobě mono krystalových lopatek. Výrobní postup je obdobný jako v předchozím případě s tím, že je nutno použít specielních 3tartérů, které dovolí růst pouze jedinému zrnu ve směru teplotního gradientu. Výhodou dílců,tvořených jedním krystalem, .je vyšší plasticita v příčném směru. Nutno podotknout, že pro výrobu monokrjstalových lopatek je používáno poněkud odlišných

- 69 slitin. Hlavní rozdíl spočívá v tom, že neobsahují tzv. depresanty likvidu, zejména C, 3, Hf ap. Matrice tedy není zpevněna karbidy ani boridy. Z hlediska metalurgického to přináší zvýšené požadavky na jakost základních surovin. Jsou problémy i se segregací jednotlivých prvků během tuhnutí, Hehomogenity chemického složení se odstraňují tepelným zpracováním při teplotách až 1300°C. Výhody usměrněného tuhnutí jsou ovšem značné. V USA je nyní vyráběno asi 40% turbinových lopatek metodou usměrněné krystalizace a asi 5% lopatek monokrystalových /24/. Teoretické a praktické poznatky o usměrňování krystali2.ace umožňují i sledování další perspektivní cesty - výrobu součástí z kompozitu. V tomto případě se složení slitin volí tak, aby se během krystalizace vylučovala eutektická fáze, která ve směru odvodu tepla vytváří jemná rovnoběžná vlákna. Takto zakotvené eutektikura významne zvyšuje směrové orientované vlastnosti. Legovaná matrice ff může být tedy zpevněna nejen fází^*', ale též vlákny eutektika - kupř. Jíi-jNb /23,25/. Eutektické kompozity se zatím v reálných konstrukcích nepoužívají. Jejich vlastnosti jsou silně anizotropní a výroba je málo produktivní. Rychlost krystalizace je v tomto případě o jeden až dva řády pomalejší než při usměrněné krystalizaci běžných Ni slitin /26/. Průvodním zjevem při výrobě odlitků je segregace se všemi nepříznivými důsledky na mechanické vlastnosti a jejich rozptyl. Z těchto důvodů byly vyvinuty specielní technologie práškové metalurgie, kterými lze kromě rovnoměrného a jemného zrna připravit součást s velmi homogenní distribucí chemického složení /27i-29/. Tato technologie je perspektivní zejména pro výrobu turbinových disků, kde je hlavním přínosem zvýšeni odolnosti proti únavě. Zajímavou aplikaci nachází prášková metalurgie při výrobě tzv. disků integrálních, tj. disků s lopatkami v jednom celku. Odpadá zde spoj lopatka - disk,' tedy kritické místo z hlediska výroby i konstrukce a součást lze zhotovit s minimálními přídavky na obrábění /30/. Chemické složení prášků a tím i vlastnosti lze přitom podél poloměru disku měnit podle potřeb. Za vrcholnou technologii lze považovat způsob, kdy řízenou rekrystalizací se vyrobí lopatky na disku se směrově orientovanými zrny, přičemž tělo disku

- 70 je ponecháno jemnozrnné /31/. Rozvoj metod práškové metalurgie umožnil i vývoj nové třídy materiálů - Ni slitin zpevněných dispersí oxidů /32,33A Jedná se o komplexně legované slitiny, kdy se využívá zpevnění tuhého roztoku jf atomy těžkých prvků, precipitační zpevl v res Y + nění fází *t a zpevnění částicemi 2 °3» P » 2°3 ^2°3* dispergovanými v matrici. Výroba dílců z těchto slitin spočívá nejprve v jemném mletí jednotlivých komponent slitiny a jejich mechanickém míšení (tzv. mechanical alloying), načež následuje lisování, slinování a zhutnění tvářením* Tyto slitiny jsou z hlediska žárupevnosti srovnatelné do teplot cca 900°C s usměrněně krystalizovanými vrcholnými slitinami, při teplotě 1100°C je však zhruba dvojnásobně převyšují. Při této vysoké teplotě totiž fáze f} již koaguluje, příp. se postupně rozpouští, kdežto disperzní částice YgO, jsou ještě stále dostatečně stabilní. Materiály zpevněné dispersí oxidů jsou proto určeny pro nejvyšší teploty použití. Zdá se, že jejich aplikace v praxi lze očekávat v blízké budoucnosti /34/. Důležitou součástí technologického vybavení pro práškovou metalurgii jsou izostatické lisy (tzv. HIP - hot isostatic press), ve kterých probíhá slinování a zhutňování materiálu za vysokých teplot a tlaků /35A Tato zařízení se používají v různých oblastech již od 50.let. V souvislosti s Ni slitinami stojí za zmínku, že v posledních letech se izostatické lisování začalo široce využívat i ve slévárnách přesného lití, a to pro odstraňování mikroporezity konvenčně litých odlitků /36/ a dále při renovacích provozem částečně poškozených detailů /37/« 5 růstem pracovních teplot v turbinách stále více vystupoval do popředí požadavek na odolnost proti vysokoteplotní korozi /13,38/. Komplexnější legování pro zvýšení žárupevnosti bylo totiž provázeno poklesem žáruvzdornosti a proto se začaly aplikovat povrchové ochrany. Zpočátku se používalo jen difuzních bariér. Povrch byl sycen AI, příp. v kombinaci s Si a později byly tyto vrstvy obohacovány též Cr, dokonce i Pt a dalšími vzácnými kovy. V poslední době se však jako nejúčinnější jeví vrstvy MCrAlY (kde H značí Si, Co nebo Fe)/39/.

- 71 Vrstvy se nanáší plasmou ve vakuu. Ve sféře ochranných povlaků se aplikují i keramické materiály, hlavně na bázi stabilizovaného ZrO 2 , které jsou schopny chránit povrch lopatek pi-oti vysokoteplotní korozi. Keramický povlak je výhodný i díky své malé tepelné vodivosti, neboí se tím snižuje teplota chráněného kovu i tepelná pnutí v detailu. Keramické vrstvy jsou proto též nazývány tepelnými barierami /39/. Samostatnou technolgickou oblastí je nerozebíratelné spojování částí z Ui slitin, které je důležité při výrobě nových dílců (!:upř. spalovecích konor, chlazených lopetek ap.) i při renovací poškozených částí. Základním problémem, který ztěžuje svařování těchto slitin, je jejich výrazný sklon k prsskéní v tepelně ovlivněné zóně /40/. Svařitelnost se přitom zhoršuje s rostoucím sumárním obsahem AI a Ti, tedy prvků, zvyšujících žárupevnost /41/. Pro nižší typy slitin byly vypracovány vhodné postupy svěřování obloukem v ochranné atmosféře Ar nebo lépe elektronovým paprskem ve vakuu /42,43/. Vysocežárupevné slitiny lze spojovat difúzním svařováním nebo pájením /42,44/. Ľoderním přístupem je používání práškových pájek na bázi Ni, jejichž složení je blízké spojovanému materiálu. Snížení bodu likvidu oproti základnímu materiálu je u nich dosaženo obvykle přísadou 3. 5. Diskuse Zárupevné Ni slitiny představují skupinu materiálů, která zaznamenala v uplynulých 50 letech významný rozvoj. V našem příspěvku jsme se pokusili o stručné shrnutí hlavních tnendů a omezili se jen na příčiny a vnitřní souvislosti jednotlivých vývojových etap. Pro stručnost jsme se nezabývali konkrétními typy slitin z hlediska složení a vlastností ani podrobnějším popisem technologií. Tyto informace lze nalézt detailně v citované časopisecké literatuře i souhrnných pu. blikačích (kupř. /6,45,46/). Přesto jsme se nemohli dotknout všech aspektů* Jsou to třeba způsoby výroby chladicích systémů v tepelně exponovaných žárových částech, které unoSnují ' provozovat Ni slitiny při teplotách média i nad 1&00°C přesto, že horní mez aplikovatelnosti těchto materiálů je cca 1100°C. Další vynechanou oblastí je opravárenství. Vzhledem k vysoká ceně žárových dílů je využíváno mnoho postúpil za účelem pro-

- 12 dloužení životnosti (regenerační tepelné zpracování, izostatické lisování, pájení ap.). Značného pokroku bylo dosaženo i při tváření špičkových slitin, zejména za izotermálních podmínek. Bylo by možno jmenovat ještě další oblasti. Vedoucí postavení ve výzkumu a výrobě Ni slitin zaujímají státy s rozvinutým leteckým průmyslem a velkým průmyslovým potenciálem — zejména USA, SSSR a Anglie. Vyspělé evropské státy jsou v jistém odstupu za touto špičkou. Z tohoto pohledu lze úroveň v ČSSR charakterizovat jako solidní průměr. Ni slitiny jsou u nás sledovány zhruba od 50.let. Za tu dobu došlo k výrobnímu osvojení řady žárupevných slitin, které jsou aplikovány zejména při produkci'turbodmychadel, menších plynových turbin pro cvičná a malá dopravní letadla a dále u stacionárních turbin pro pohon turbokompresoru na plynovodech. Pro tyto účely byl rozsah slitin dosud postačující. Výroba zatin používá konvenčních technologií - klasické tváření a odlévání odlitků s ekviaxLální strukturou. Vakuová metalurgie je již běžně používána ve čtyřech provozech přesného lití a dvou hutních závodech. Z nových technologií je u nás v oblasti aplikovaného výzkumu sledována usměrněná krystalizace a ochrany proti vysokoteplotní korozi pomocí nástřiků NiCrAlY. Difúzni ochrany pomocí alitování a alitosilitování jsou provozně používány již dlouhou dobu. Prášková metalurgie byla donedávna předmětem zájmu pouze základního výzkumu. AS v poslední době se rozvíjí i aplikovaný výzkum. Delší dobu se u nás systematicky sledují užitné vlastnosti pájených spojů a poznatky jsou využívány ve výrobní praxi. Velmi dobrých výsledků bylo dosaženo při prodlužování životnosti provozovaných lopatek regeneračním tepelným zpracováním. Celkoví však nutno konstatovat, že rychlejšímu rozvoji techologií u nás brání vysoké ceny specielních zařízení a nutnost jejich dovozu. 6. Závěr Z provedeného přehledu problematiky Ni žárupevných slitin vyplývají tyto hlsvní poznatky: a) Zvyšování užitných vlastností Ni slitin cestou legování nři aplikaci konvenčních výrobních metod je v podstatě ukončeno.

- 73 b) Významný nárůst žárupevnosti a dalších užitných vlastností lze dosáhnout progresivními technologiemi. Velký význam mají zejména výroba superčistých slitin a dále technologie usměrněné krystalizace e práškové metalurgie. c) žáruvzdornost je limitujícím faktorem při užití moderních Ni superslitin při vysokých teplotách. Pro zvýšení odolnosti částí proti vysokoteplotní korozi se používá ochranných povlaků, zejména NiCrAlY, příp. kombinovaných s keramikou. Literatura / 1/ SIMS.C.T.: A history of superalloy metallurgy for superalloy metallurgists* Sborník Superalloy 1964, s.401. Seven Springs Mountain Resort, Champion, Pensylvania, Oct. 1984. / 2/ BETTERIDGE.W.-SHAW.S.W.K.: Development of superalloys. Sborník Mechanical behaviour of superalloys. The Royal Society, London, June 1966. / 3/ HIGGmBOTHAM,G.J.S.:From research to cost-effective directional solidification and single-crystal productionan integrated approach. Mat.Sci.Tech.,2(1986),č.5,s.442. / 4/ KcCHEIGHT,L.R. et al.: Materials for large land-based gas turbines. Publication NMAB 430, Nat.Academy Press, USA,1986. / 5/ MEETHAM,G.W.: Trace elements in superalloy - an overview. Metals Technology 11 (1984), Oct., s.114. / 6/ SIHS,CH.T.-HAGEL,W.C: The superalloys J.Wiley, New York, 1972. / 7/ JENA,A.K.-CHATUKVEDI(M.C: The role of alloying elements in the design of Nibase superalloys. J.Mct.Sci.rg (1984), • .3121. / 8/ HOLT,R.T.-WALLACE,W.: Impurities and trace elements in N i-baa t superslloys*. Int .Metals Reviews, 2J. (1976), s.1. / 9/ Sborník Trace elements in superalloy*. The Metal Society, London, Dec. 1983* . /10/ FORD,D.A.-HOOPER,P.R.-JENNINGS,P.A.t Foundry performance of reverted alloy* for turbine blades. Sborník High temperature alloys for gas turbines and other applications,s.51• D. Reidel pub. Co., Dordrecht, 1986.

\ '.; '

- 74 /11/ WAUDBY,P.E.: Use of supervac melting and advanced casting technology in the production of high integrity large castings* Sborník 20.konf. ĽICP, Bruxeles, June 1986* /12/ ľ/OODYATT.L.R.-SIMS.C.T.-BiiATTIE.H.J.! Prediction of sigma phase cccurence from composition in austenitic superalloys* Trans. AIWE, 236 (1966), s.519. /13/ RADCLIF,A.S.: Pactors influencing gas turbine use and performace. Mat.Sci.Tech.,2 O987),c',7,s.554» /14/ FLOREiSN.S.: The mechanical behaviour of superalloys.General Eletric Co*t Knolls Atomic Power Laboratory,Schenectady.Iiew YORK. Publ.č. KAPL-41S2, April 1S86. /15/ 31 Dľ/ĽLL, H.T.: Investment casting.!.'achin=ry Pub.,1 $"69. /16/ SKIiSi/IK.Ja.I.-OZBROV.V.l. :Litje po vyplaví j aemym model jam. Metalurgia, Loskva, 1971* /17/ SKAľi'aLiilI.C.K.-CKArlG.D.R.-COaHADO.J.A.: Superalloy melting and cleanlines evalution. Viz /1/, s.510. /16/ Firemní literatura TRUCAST. Ross and Catheral Co.UK. /1 9/ GO*RI*Y,J.: Výroba přesných odlitků pro turbodmychadla. Sborník "Nové poznatky z oblasti přesného lití metodou vytavitelného modelu",s.190. Ed,: DT CSVTS, Č.Budějovice, 1985. 720/ APLLIAíI.D.-SUTTON.W.H.: Utilization of ceramic filters to produce cleaner superalloy melts. Viz /1/, 8.421• /21/ VBRSNYDSR.P.L.-BARLOW,R.B.-SINK,L.W.-PIEARCEY,B.J.: Directional solidification in the precision casting of gas turbine parts. Modern Casting, Dec.1967, s.68. /22/ LUND.C.H.: Maximum high_temperature properties of nickelrich superalloys based on composition or directional solidification. Foundry Trade Jour..128(1970).5.2788.a.815. /23/ ERICKSOi^.J.S.-SULLIVAN.C.P.-VERSNYDRBjP.L.: Modern prooessing methods and investment casting of the superalloy family. High-temptrature materials in gas turbines. Ed.: P.R.Sahm.U.O.Speidel, Elsevier, Amsterdam, 1974* /24/ LUND.C.H.: osobní sdělení, Znojmo, 1986. /25/ DRAPIER,J.H.: Progress in advanced directionally solidified and eutectic high-temperature alloys. Sborník High temperature alloys for gas turbines. Applied Science Pub., London, 1978. 726/ lffiSTHAI/!,G.V/.: Materials for advanced turbines. Viz /1/,s*1.

- 75 -

/27/ PISCHK35ISTER,H.: Forging and powder metallurgy processing. Viz /10/, s.769 /28/ RYDSTAD,H.-GESSIliGER,G.H.-BOMFORD,ai.J.: Forging of high temperature alloys for gas turbines. Viz /10/, s.127. /29/ 1AWLEY,A.: Modern powder metallurgy science and technology. Jour.of Metals, ^8_(1986), č,6.S.15. /30/ CARLSON, D.M.: Dual property disc process development. Sborník Superalloys.Seven Springs,Pensylvania, 1980,s.501. /31/ HUGHES,S.E.-AlfDERS01i,R.E.-ATHEY,R.l.: Fabrication and heat treatment of Hi-base superalloy bladed rotor for small gas turbine engine application. Liodern Development in Powder Metallurgy, 1£J19BO). Ed.: H.H.Hausner et a l . , Special Materials, American Powder Metallurgy I n s t i t u t e , New Yersey. / 3 2 / GESSIUGLR,G.H.: Oxide dispersion strengthened alloys. Viz

/25/,

s.817.

/33/ FLEE2W00D, M.J.: Kechanical alloying - the deTelopment of strong alloys.Iiat.Sci. and Technology,2(1986),2.12, 8.1176. 734/ SINGER,R.F.-ARTZ,E.: Structure, processing and properties of ODS superalloys. Viz /10/, s.97. /35/ REAS, H.D.: Hot isistatic press technology. Powder Metallurgy, 2£ (1983),2.4, s.193. /36/ SPRAGUE,R.A.-FRIĽSEN,S.J.: Superalloy component durability enhancements. Jour, of Metals, 2ä C 9 8 6 ) , č.7» s.24* /37/ SCHÍÍEIDER.K.-JAHIÍKĽ.B.-BÚRGEL.R.-ELLUER.J.: Experience with repair of stationary gas turbine blades - view of turbine manufacturer. L'at.Sci. and Technology, 1_ (1985), 2.1, s.613. /38/ STRINGER,J.: High-temperature corrosion of superalloys. Kat.Sci. and Technology, 2. (1987),2.7, a.482. /39/ GOWAHD,G.'.V.: Protective coating - purpose, role and design. Mat.Sci. and Technology, 3. (1S86), 2.3, s.194. /40/ THAM3URAJ,R.-VVALLACĽ,W.-G0LDAK,J.A.: Post-weld heat-treatment oracking in superalloys. Int.Uetals Reviews, 28 (1983), 8.1, s.1. SOROKIN,L.I.-TUPIKIN,V.I.i Klasifikacija žaropro2nych niklevych splavov po ich stojkosti protiv obraxovanija

- 76 _

/42/ /43/

/44/ /45/ /AS/

treščin pri termičeskoj obrabotke švarných soedinenij. Avtomatičeskaja svarka, 1985, č.5, s.23. SCffiVARTZ.M.H.: Metals Joining Manual.McGraw-Hill book Co., New York, 1979. BARTOŠEK.S.-UNCOVSKÍ.A.: Opravy dílů leteckých motorů ze žárupevných slitin svařováním a jejich tepelné zpracování. Sborník n K současným problémům technologie oprav a provozní spolehlivosti leteckých motorů". Bd.: 10 Malešice, 1987. KAZAKOV,N.F.: Difúzni svařování. SNTL, Praha, 1983. WAHLL,M.J.-MArr£UTH,D.J.-HUCEK,H.J.: Handbook of Superalloys, Battele press, Columbus, Ohio, 1979. CKIHUSlN, P.F.: Zaropročnye stali i splavy. Metallurgia, Moskva. 1969.

základní hmotnost 11 /vzletový tah T

1950

1970

1990 v

Obr. 1 Vývoj hlavních parametru leteckých plynových turbin

- 77 -

1100 •S?.

kompozity

80

i 60

1 40

0.

Obr. 2

1950

1960

1970

1980 1990 2000 — rok—

Vývoj zastoupení materiálů v leteckých motorech

zókU.doprovodný .prvek

zpevnění hrarwc zrn

•nodifikátor fáze

fáze na hranicích z r n ,

škodlivé příměsi přísady

Obr. 3

Prvky zastoupené v Hi žárupevných s l i t i n á c h

- 73 -

d o **- in •n _r-

CD

< O m -.

-lá

a

< h

"íl i

in

O CO

.8'* -••Í

h-

< 10

•

o

Svařené

ss-* Í n S T

-"•

•?

loin

o

58 I CM

;i

T

o

É 8

8

•

Obr. 4 Vývoj mikrostruktury a žárupevnosti Ni slitin

o

Lf) CD

- 79 -

KATĽRIÍLOV VYLEPSIÍHÍ

SOUCÍST

I DISK

ZVÍSEXÍ tJSAVOVÉ PEVHOSTI

•-

ZVÍ3EHÍ ZJÍHUPLVHOSTI

I fiOTOHOVX I LOPATKA

ZVÍSĽN! SlHUVZDORHOSTI

KOZVIBECÍ LOPATKA

Obr.

KúKSTHUXClrf A PROVOZBÍ iiOZ,«"OSTI

ZVÍSENÍ OBVODOVÉ RYCHLOSTI

SXÍZZKt

ĽPEKT

S í l í Z E H l HľJOTiWSTI A CENY ZAÄÍZEKÍ

POCOT„ S2UP38 =

ZVÍSl'Hl VíäTUPHl TEPLOTY

Z V Í S E N Í VÍK01IU, SHÍZENÍ SPEC.SPOTREBY A PROVOZNÍCH NÍKLAXO

SNÍZEÍÍI

IVÍŠEHl ÍIVOTHOStI

PROVOZNÍCH

5 Fřínosy moderního materiálového řešení

-, 140 MPa 100 h 1100

zpevnění dispersí oxidů usměrněné tuhnutí,

1000

900 Ô00

700,

1940

1980

Obr,6 Teplota použitelnosti Ni s l i t i n z hlediska tečení při R = 140 M?a a t p = 100 h P

i>-,

•.;•••: . •. s . * « ; ' « * *

1

- 80 VYSOKOTEPLOTNÍ KOROZE Ni SLITIN A JEJICH POVRCHOVÍ OCHRANY igo Radovan Pech, L r S c O f SVuLi, P r a h a

Ing» J a n H a k l , CSc.

1 . tfvod Niklové žárupevné slitiny jsou převážně používány na rozváděči a oběžné lopatky plynových turbin. Lopatky prvních stupňů jsou v případě rozváděčích lopatek vystaveny vyšším teplotám a nižšímu mechanickému naaáhání než oběžné lopatky, 2 tohoto důvodu jsou na oba typy lopatek používány zpravidla různé slitiny. žárupevnost niklových slitin je zvyšována zejména rostoucím obsahem hliníku a titanu ve slitině, které spolu s niklem vytvářejí zpevňující precipitát fáze 0T-Iíi,(Al,Ti)o Další zpevnění v oblasti vjrsokých teplot je dosahováno legováním niklových slitin molybdenem, wolframem, tantalem, kobaltem a řadou dalších prvků, které jednak vstupují do tuhého roztoku fr a dále vytvářejí další druhotné fáze, zejména karbidy. Pro odolnost proti korozi je u niklových slitin důležitý obsah chroau, který však snižuje teplotu rozpustnosti fáze ft1 a tím působí negativně na žárupevnost slitiny / 1 / . Proto niklové slitiny s vrcholnou žárupevností mají velmi nízký chrom, který v daném případě klesá až na úroveň 6 fa ha. Takové slitiny není zpravidla možno používat bez povrchových ochran. Povrchové ochrany niklových slitin prodělaly dlouhý a složitý vývoj. Původně se používaly povrchové ochrany složené z vrstvy nasycené hliníkem, dále chromém,-křemíkem /2/ a platinou /3/. V poslední době dominuje v oblasti ochranných vrstev slitina MCrAlY (M=líi,Co či Pe) /4-7/» která je na povrch součásti nanášena převážně plazmovým hořákem. Konečně jsou používány i tzv, tepelné bariéry, které jednak zvyšují odolnost součásti proti vysokoteplotní korozi, ale také brání přestupu tepla do součásti a tím snižují její teplotu /8,9/. Tepelné bariéry j3ou tvořeny keramickými materiály, jejichž základem je zpravidla kysličník zirkoničitý. Další součástí tepelných bariér jsou kysličníky vápníku, hořSiku, nejčastějí yttria, kterými je stabilizována raonoklinic-

,

j.

"

i1 fš

- 81 .'íé forma kysličníku zirkoničitého a eliminována alotropická přeaěna z tetragonální foray na monoklinickou^, probíhající přibližně při 1OCO°C. Tím je zabráněno vzniku trhlin v ochranné vrstvě v průběhu teplotních změn. Tepelné bariéry je nutno používat v kombinaci s podkladovou vrstvou, zpravidla tvořenou slitinou MCrAlY, vzhledem k jejich porezitě. Nanášení ochranných vrstev je ekonomicky náročnéo V příspěvku jsou popsány ověřovací pokusy s litými slitinami československé provenience LVN 9 a LVií 10, u nichž byl zvýšen obsah chrómu a tím zvýšena jejich odolnost proti vysokoteplotní korozi. Varianty slitiny s vyšším obsahem chrómu jsou vhodné především na rozváděči lopatky prvních stupňů, kde by jich bylo možno případně používat i bez povrchových ochran. Dále byla porovnána odolnost slitin LVN 9 a LVN 10 s odolností špičkové niklové slitiny, která se v současné době v čtsleoslovensku zavádí, s velmi nízkým obsahem chrómu, označené jako LV1Z 15. Slitina LVU 15 byla sledována jak v polykrystalické formě tak i jako monokrystal. Slitina LVU 15 tvořená

k

monokrystalem poskytuje ještě vyšší žárupevnost nežli polykrystalická. Konečně byla sledována odolnost proti vysokoteplotní korozi povrchových ochran typu liiCrAlY a v kombinaci s tepelnou bariérou. 2. Experimentální metoda Ke zkouškám vysokoteplotní koroze byla vyrobena ze sledovaných meteriálů válcová tělesa o průměru 8mm, délce válcové části 22 mm, zakončenou půlkulovými plochami o poloměru 4 mm. Tato tělesa byla žíhána ve volně proudícím vzdušném prostředí. Tělesa byla v případě sledování korozních ochran pokryta pomocí plasmového nástřiku slitinou líiCrÁlY, případně v kombinaci s kysličníkem zirkoničitým stabilizovaným kysličníkem yttritým. Kromě samotného vzdušného prostředí bylo sledováno i působení úsad směsi síranu sodného a kysličníku vanadičného v poměru 7:3. Prášková směs byla po přidání etylalkoholu nanesena štětcem přímo na povrch vzorků, vysusena a vzorky založeny do pece se vzdušným prostředím. Na povrchu vzorků ulpěla směs v množství 4-8 mg.cm . V předem stanovených intervalech byly vzorky vložené do lodiček ze

'J

t

** •—i - -inľľi milní ii warn ii mmi i

*•.-*.'»,

- 82 slinutého korundu vyjímány a gravimetricky stanoven přírůstek jejich hmotnosti. 3. Vliv chrómu na odolnost proti vysokoteplotní korozi slitin LVIÍ 9 a LVH 10 \ Zvyšování obsahu chrómu v niklových slitinách obecně zvyšuje pravděpodobnost výskytu nepříznivé působících fází jako jsou 6*, je , $ , Lavesovy fáze, příp. další. Maximální obsah chrómu, při kterém by se ve slitinách neměly ještě tyto fáze vyskytovat/je možno odhadnout na základě výpočtu, který navrhli Woodyatt, Sims a Beatie /10/. V případě slitiny LVU 9 byl pomocí zmíněného výpočtu stanoven maximální obsah chrómu rovný 13,6 % hnu, u slitiny LVN 10 pak 13,9$ hm. Metodou vakuové metalurgie byly odlity tavby obou slitin s odstupňovaným obsahem chrómu. U slitiny LVU 9 se u jednotlivých taveb pohyboval obsah chrómu v intervalu ^9»94 ; 14 % hm., u slitiny LVIí 10 pak <11,35 ; 14,13>% hm., přičemž ostatní prvky ve slitinách obsažené byly legovány tak, aby jejich obsah ležel ve středu předepsaného intervalu. Základní vlastnosti při 20°C všech pokusných taveb byly vyhovující. Zvýšený obsah chrómu se projevil u slitiny LVU 9 v mírném zvýšení plasticity, u slitiny LVIí 10 bylo zvýšení plasticity výrazné. Zkoušky vysokoteplotní koroze probíhaly jednak v prostředí volně proudícího vzduchu v intervalu teplot ^950 j 1000^ °C a dále pod úsadarai směsi síranu sodného a kysličníku vanaáičného v intervalu teplot <8pO ; 900 >°C. Oběma typy zkoušek bylo prokázáno, že významný předal v korozní odolnosti představuje obsah chrómu ca 12 % hm. V podstatě se obě slitiny chovají při shodných obsazích chrómu stejně. Kromě korozní odolnosti sledovaných taveb byla zkoušena i jejich žárupevnost při atestačních parametrech. Slitina LVIľ 9 musí při 900°C a 294 MPa dosáhnout Sašu do lomu min. 40 h. Stejného času musí slitina LVIí 10 dosáhnout při 900°C a 270 LíPa. Výsledky ukázaly, že závislosti časů do lomu na obsahu chrómu obou slitin jsou lineární (obr.l). Byly stanoveny toleranční meze závislosti pro 95 % pravděpodobnost výskytu. Taí.o analýza naznačila, že u slitiny LVíí 9 nesmí obsah chrómu

,

- 83 ve slitině překročit 12 V* hm., u slitiny LVK 10 nuže být obsah chrómu mnohem vyšší - až asi 16 % hm., má-li slitina vykazovat žárupevnost .definovanou atestačními parametry s 95 f- pravděpodobnosti. U slitiny LVU S je teáy maximální obsah chrómu omezen, snížením žárupevnosti poá přípustnou mez, u slitiny LVK 10 pak pouze možností výskytu nepříznivě půsocících, topologicky těsně uspořádaných fází. 4. Vysokoteplotní koroze slitin LVU 9 a LVU 15 a jejich povrchových ochran pod úsadami Plazmovým nástřikem byly na povrch válcových těles naneseny povrchové ochranné povlaky. Jednalo se o povlaky slitiny 1'iCrAlY o složení 16,21 % hm. Cr; 5,95 % hm. AI; 0,56 % hm. Y; IJi zbytek (ozn. Iíil6CrAlY) a 21,8 5Í hm. Crj 10,55 % hm. AI; 0,55 % hm. Yj Hi zbytek (ozn. líi20CrAlY). Lál e byla na tělesa pokrytá slitinou Ui20CrAlY naneseny vrstva složená z 82 vi hm. ZrO 2 a 8 % hm. Y 2 0 , (ozn. ZrO^SYgO,). Kovové i kerai/iické vrstvy dosahovaly tloušíky 0,08 až 0,lmm. lía válcových tělesech opatřených povlakem ze slitiny >Til6CrAlY byly při teplotě 95O°C sledovány difúzni procesy, které probíhají ve vrstvě a jejím blízkém okolí. Pro tyto účely byla tělesa po expozici ve vzdušném prostředí rozříznuta řezem kolmým na podélnou osu tělesa a na řezné ploše byl vyroben metalografický výbrus. Chemické složení vrstvy a jejího blízkého okolí bylo stanoveno na mikroanalyzátoru Camebax-tlicro. Měření ukázalo, že největší změny v průběhu dlouhodobé expozice při vysoké teplotě prodělává hliník a dále pak chrom. Při teplotě 95O°C dojde za 3500 h k poklesu obsahu hliníku v« vrstvě asi o 25 % a k jeho převýšení v r> .chodové oblasti téměř o 100 %. Obsah chrómu ve v-stvě poklesne přibližně o 30% a stoupne v přechodové oblasti asi o 10% ve srovnání s výchozím stavem. Rovněž yttrium prodělává změny, jeho obsah se u povrchu vrstvy mírně snižuje. Spolu s tělesy opatřenými povrchovými vrstvami byly alcoušeny pod úsadami směsi síranu sodného a kysličníku vanadičného tělesa ze slitiny LVU 9 a LVIí 15 bez povrchových vrstev. Slitina LVU 15 byla zkoušena ve dvojí formě a sice polykrystalické i monokrystalu. Zkoušky probíhaly v intervalu teplot ^ 75Oj

- 84 •300 >°C. Vzhledem k tornu, že relace mezi jednotlivými zkoušenými variantami zůstávaly v celen intervalu teplot v podstatě stejné, jsou demonstrovány jen výsledky zjištěné při SOO°C, kde rozdíly byly nejvýraznější. Hmotnostní přírůstky zjištěné u jednotlivých zkoušených variant jsou vyneseny v závislosti na době žíhání při SOO°C na obr.2. Z obrázku je patrno, že slitina LVlí 9 vykazuje výrazně vyšš-í korozní odolnost nežli slitina LVH 15. U slitiny LVIí 15 v monokrystalické formě se projevila absence hranic zrn na zvýšení korozní odolnosti. Ochranné působení vrstev je významné v kratších časech expozice. Po vytvoření trhlin ve vrstváchytj. v danéra případě v dobách okolo 300 h^dochází k masivnímu napadení těles. Významně nejvyšší odolnost proti koroznímu působení úsad síranu sodného a kysličníku vanadicného vykázala kombinovaná ochranná vrstva tvořená slitinou Hi2QCrAlY e kysličníkem zirkoničitým. Zkouškami žárupevnosti v prostředí volně proudícího vzduchu bylo prokázáno, že ochranná vrstva tvořená slitinou IľiCrAlľ zlepšuje vlastnosti slitiny 1V2J 9. Při teplotě 900°C se v průměru časy do lomu prodloužily o 20 %, Vliv povrchové ochrany lze zřejmé připsat omezení preferentního napadení hranic zrn vystupujících na původní povrch zkušebních tyčí. Na tomto povrchu se nevytvářejí korozní mikrovruby v místech hranic zrn a tím se oddaluje nukleace magistrální trhliny. 5» Závěry 1) Obsah chrómu ve slitinách LVI? 9 a LVH 10 má významný vliv na jejich žáruvzdornost. U slitiny LVH 9 je však možno zvyšovat obsah chrómu pouz* do 12 % hm. Cr aniž by byla dotčena její žárupevnost definovaná atestačními parametry. Lze tedy pouze využít horní části tolerančního pole chrómu. U slitiny LVU 10 je možno legovat chrom až do obsahu 13,9 % hm. aniž by její žárupevnost byla významně dotčena a vznikalo nebezpečí výskytu nežádoucích fází ve struktuře této slitiny. 2) Slitina LVU 15 vykazuje nižší odolnost proti vysokoteplotní korozi pod úsadami směsi síranu sodného a kysličníku vanadicného ve srovnání se slitinou LVN 9.

- 85 3) Velmi účinnou ochranu proti vysokoteplotní korozi poskytují slitiny typu IíiCrAlY. Teto povrchová ochrana nsá positivní vliv i na žárupevnost slitiny LVH 9. Odolnost proxi vysokoteplotní iíorozi lzs zvýšit dále nanesením vrstvy kysiič:uku zirkoničitého stabilizovaného kysličníkem yttritým. 4) Slitina LVlí 15 ve formě monokrystalu je odolnější proti vysokoteplotní korozi nežli stejná slitiny v polykrystalické formě. 6. Literatura / ! / SILIS, Ch.T.: Superalloys 1S34. Proč.Symp.Let.Soc.AILIE Seven Springs, ?enns.,USA, s.399-419 / 2 / 3AUE, R, a s p o l . : Proč. Conf."Advanced l í e t . f o r A l t e r n a t i ve Fuel-Capable D i r e c t l y P i r e d Eng»", C a s t i n e , Uaine, USA, 1979, s.437-488 / 3 / LEH1ÍEHT, G. a s p o l . : DEW Tech.Rev. 1S71, 5 . 1 1 , s.236 /4/ SPEIÍGLER, C . J . : Superalloys I960, Proč.Conf .ASH l i e t a l a Park, Ohio, USA, s.395-404 / 5 / WOOD, J . H . a s p o l . : ASME Paper e2-GT-99 /6/ PATOH, 3.A. a s p o l . : Syicp. po e l e k t r o n e t . , Kiev, SSSR, 1977 /7/ TREÍJACEIIKO, G.N. a s p o l . : P r o b l . P r o č . 1963, e . l , e.61-65 / 8 / LI3ERT, O.H. a s p o l . : Report KASA X 3410, 1976 /9/ GOWARD, G.W.: Mat. Sci-and Technol., s v . 3 , 1983, 5.2, s.144-200 /10/ Y/OODYATT, L.R. a s p o l . : T r a n s . AIliE sv.236, 1966, s.519

- 86 -

o vn 10

CrV.

hm.

Obr. f. Závislost fiaaů do lomu při attataSních o«r*n«tr«eh 90O°C/294 MPa pro slitinu LVN-9 • 9OO°C/27O HP* pro slitinu LVN-10 na obsahu Cr v jednotlivých tavbách A - LVU B - LVU C - tni

420

9 15 15

VU 9

360 300 -

700

900

1100 t [h]

Obr. 2. Hmotnostní přírůstky na 1 cm povrchu vcorků při ttplotl 900 °C

- 87 VYUŽITIE PRÁŠKOVEJ M3TALUHGIS V O3LASTI NIKLOVÝCH ZLIATIN š.

Sznser, A. Kavalda

SVŠT - Strojnícka fakulta, KTaK, Bratislava Ovod Do konca 60-tich rokov práškové metalurgia bola takmer synonymum pre nenékladnú výrobnú techniku najme pre masovú výrobu súčiastok na báze železa* V tomto období výroba žiaru pevných zliatin práškovou metalurgiou predstavovala veľmi ná ročný a vzhľadom na používané technológie výroby a spracovania kovových práškov ťažko realizovateľný predmet záujmu. Uvedené skutočnosť predovšetkým vyplýva z toho, že žiarupevné zliatiny sú vo väčšine prípadov vysokolegované kovové sústavy obsahujúce veľký počet prísadových prvkov. Štruktúra žiarupevných zliatin na báze niklu a možnosť jej prípravy technológiami práškovej metalurgie Principiálna prednosť žiarupevných zliatin na báze niklu je ich vysoká schopnosť rozpúšťať prísadové prvky a udržať teploty 0,8.T t a y . Prvky, ktoré sú pridávané do niklu môžu byť rozdelené do řízných skupín v závislosti na ich prispevku k spevneniu a odolnosti voči korózii. Najdôležitejšia je fáza vo forme jemných precipitatov. V minulosti vývoj žiarupevných zliatin na béze niklu bol orientovaný najma na zvyšovanie objemového množstva fázy /' , čo je podmienené pridávaním precipitačnotvorných prísad ako sú Al, Ti, Nb a Ta. .Na druhej strane zvyšovanie objemovej časti fázy Jť' prináša i zvyšovanie makrosegregácie vo veľkých ingotoch, čo výrazne negatívne ovplyvňuje u týchto materiálov ich húževnatosť a odolnosť proti únave. Koncepčne prášková metalurgia vzhľadom na spracovávaný polotovar - prášok,je za určitých predpokladov schopná procesy makrosegregácie výrazne znížiť, resp. vylúčiť vo vysoko-legovaných kovových sústavách. Podstata spočíva vo využití

.' '; ,: «' a

%~->

I

- 86 jedného zo základných princípov práškovej metalurgie, že sazotná častica préšku pripravené roztrekovaním homogénnej taveniny predstavuje ndkroingot, v ktorom segregačné vzdialenosť je obmedzené veľkosťou stuhnutej častice. Ďalší faktor, ktorý výrazne ovplyvňuje chemickú homogenitu a mikroštruktúru častíc kovového prášku pripravených roztrekovaním taveniny je rýchlosť ochladzovania častíc práäku v procese ich tihnutia. Príprava žiarupevných zliatin technológiami práškovej metalurgie Hranica medzi výrobou prášku pri "normálnej" a "vysokej" rýchlosti ochladzovania zatiaľ presne nie je definované. Obyčajne za vysoké rýchlosti ochladzovania sa považujú rýchlosti väčšie ako Í O 4 0 ^ " 1 . Vo väčšine spôsobov výroby prášku roztrekovaním tave niny a to najma pri roztrekovaní taveniny kinetickou energiou inertného plynu alebo pomocou odstredivej sily, rýchlosti ochladzovania častíc dosahujú hodnotu 10 4 o Cs~ l . VyšSie rýchlosti ochladzovania ako 10 4 o Cs možno dosiahnuť technikami rýchleho ochladzovania, medzi ktoré patri najmä odstredivé roztrekovanie so zosileným konvektívnym ochladzovaním, ťahanie pásky z taveniny alebo extrakcia taveniny na vlékna a roztrekovanie taveniny ultrazvukom. Kovové prášky pripravené rýchlym ochladzovaním sú charakterizované zjemnenou mikrokryštaliekou Štruktúrou a v niektorých prípadoch aj amorfným •taróm. Okrem uvedeného pri zvýšených rýchlostiach ochladzovania dochádza i k zvýšenej rozpustnosti v tuhom stav* a eliminácii makrosegregácit. Vo všeobecnosti r.ikroštruktúra stuhnutých materiálov nezávisí len na rých# los ti ochladzovania I, ale aj na teplotnom gradiente G a rýchlosti pohybu rozhrania tavenina - tuhé fáza R, čo je schématicky uvedené na obr. la* Pri experimentálnych prácach roztrekovanla československej žiarupevnej zliatiny LVN 10 bola získaná tak polyedrieká ako aj dendritická štruktúra častíc prášku, fio je dokumentované na obr. lb a lc.

- 89 -

í

n

RýcMosf tuhnutia R I f f " '

Obr. 1 a/ schématické znázornenie vzťahu zeôzí rýchlosťou ochladzovania, teplotným gT8dientom, rýchlosťou tuhnutia a získanej xikroStruktúry b/ bunkovitá aikroítruktúra častice prášku íiarupevnej zliatiny LVN 10, zv. 300x c/ dendritická mikroštrulctúra častice préSku žiarupevnaj zliatiny LVN 10, zv. 300x Význanné skupina žiarupevných materiálov sú disperzné spevnené žiarupevné zliatiny. V súčasnosti na,jvýzn«tnejli spôsob prípravy disperzne spevnených prŕSkov je okrem selektívneho redukčného procesu,"čiastočnej oxidícii zliatinových prvkov, mechanické legovanie, ktoré sa realizuje vo vysokoenergetickych a vysokor'chLastných guľových mlynoch v plynnom prostredí [ ll . Nie menila pozornosť sa musí venovať nielen výrobe práškov, ale aj ich zhutňovaniu. Hlavným cieľom všetkých íhutňovacích metod je eliminácia pórovitosti. V prípade Siarupevných zliatin sa jedná violinou o špecifické metódy thutňovania, ktoré tú v princípe založené na kombinácii

/

- 9C dvoch parám*trov a to teploty a tlaku. Dôležitým stupňom prípravy Žiarupevných zliatin práškovou metalurgiou je ich tepelné termomechánické spracovanie. Vlastnosti a možnosti využitia žiarupevnýeh zliatin pripravených préikovou metalurgiou 2iarupevné zliatiny na báze niklu boli vyvinutá predovšetkým pre odstránenie hrubej segregácie* Hlavnými metalurgickými prednosťami týchto zliatin sú mikroštruktúre bes znakov segregácie. rovnaká veľkosť zŕn, možnosť riadenia veľkosti zrna a ľahlie Ich sprecovania tm tepla, žiarupevné zliatiny pripravená práikovou metalurgiou majú tiež neobmedzená možnosti pre ich ďalší vývoj chemického zloženia. Tieto zlepšenia sú doprevádzané s vysokou odolnosťou proti únave, vysokou medzou klzu a dobrou odolnosťou proti tečeniu pre stredné a zvýiené teploty. Na obr. 2 sú uvedené jednotlivé typy mikroltruktúr, ktoré v princípe možno dosiahnuť v žiarupevných zliatinách pripravených práikovou metalurgiou ich rôznym termomechánickým spracovaním a vplyv týchto mikroltruktúr na statické a dynamické vlastnosti pri rôznych teplotách. Každá mikroStruktúra má zodpovedajúci optimálny interval mechanických vlastnosti a potom aj optimálny interval praktickej aplikácie. V našich experimentálnych prácach sme sledovali vlastnosti lzostatlckým za tepla zhutněnéj a konvenčným spôsobom odlievaním pripravenej žlarupevnej zliatiny ĹVN 10. Výsledky šetrenia ukázali na rozdiely najma v mikroštruktúre a to na veľkosť a rozmiestnenie fázy t obr. 3a,b, ako •j na neprítomnosť dutín • pórov v matrici žlarupevnej zliatiny LVN 10 pripravenej práškovou metalurgiou. Taktiež boli nameraná zlepšené mechanické vlastnosti pri izbovej teplote /R B U35HPa, A, 6,91/ [2 'J. Na druhej strane nedosiahla sa očakávaná odolnosť proti tečeniu, čo bolo spôiobené najma nedostatočnou čistotou lisovaného kovového prášku /obsah kyslíka oca 300ppm/. V prípade disperzne spevnených žiarupevných zliatin v porovnaní s konvenčné pripravenými odlievanými a tvárne-

- 91 nýci žiarupevn^mi zliatinami, hlavné štruktúrne rozdiely sú v prítomnosti spevňujúcich disperzných častíc, vo výraznom predĺžení zŕn štruktúry a textúry štruktúry.

W—«Obr. 2 Zäkladné možné mikroStruktúry v žiarupevných zliatinách pripravených práškovou metalurgiou a ich vplyv na statická a dynamické vlastnosti Disptrznt spsvntné žiarupevná zliatiny majú najväčšiu odolnosť proti tečeniu zo všetkých žlarupevnych zliatin pri teplotách vyliích ako 800 - 900°C. Vzhľadom na ich mierne klesanie pevnostných a únavových* charakteristik v závislosti na teplote v porovnaní s inými žiarupevnymi zliatinami sú atraktívne pr* priemyselná .plynové turbíny, kde požadovaná životnosť je 90 000 - 100 000 hodín, pričom ako je znťme v leteckej turbíne vyžadovaná životnosť je 5 000 20 000 hodín. V tejto súvislosti je nutná uviesť i iny a zdá sa, že w:

- 92 v súčasnosti veľmi perspektívny smer spevňovania matríc či už kovových alebo keramických a to prípravou kompozitných materiálov, kde spevňujúca fáza sú kontinuálne alebo diskrétne vlákna.

Obr. 3 a/ štruktúra žiarupevnej zliatiny LVN 10, pripravené konvenčným spôsobom - odlievaním. Zv. 200x b/ štruktúra žiarupevnej zliatiny LVN 10, pripravené izostatickým lisovaním za tepla. Zv. 200x V našich experimentálnych prácach bol technológiou práškovej metalurgie, izostatickým lisovaním za tepla, pripravený modelový kompozitný materiál žiarupevných niklových zliatin a to nikel spevnený kontinuálnymi a diskrétnymi volfrámovými vláknami. Dosiahnutá pevnosť kompozitného materiálu nikel - volfrám v závislosti na objemovom množstve spevňujúcich kontinuálnych volfrámových vlákien a lomovú plochu po skúške na ťah uvádzame na obr. 4a,b. Medza pevnosti pri teSení kompozitného materiálu s 20 obj% spevňujúcich vlákien pri teplote 7Ô0°C a čase skúšania 2500 hodín je 150MPa f3j . Dosiahnuté medza pevnos-

- 93 ti 150KPa kompozitného materiálu, pri uvedených parametrech skúšania je porovnateľné s vlastnosťar.i materiálu Kir.cnic 60.

f /

COUPOS IT >

U I

M

i. 1

'b.

»

10

»

«

SO

vo. ii

4a Obr. 4 a/ Závislosť R__ na objemovom rjiožstve spevňu.-úcich cm

vlákien b/ Lomová plocha kompozitného niateriélu Ni - '.V po skúške na ťah Treba ešte zdôrazniť, že klasickyni spôsobom t..j. cez kvapalnú fázu matrice - niklu vzhľadox na silné rozpúšťanie volfrámu v nikli, uvedený kompozitný materiál nie je xožné pripraviť. Na záver tejto časti uvádzame krátky prehľad nar'znéicejších žiarupevných zliatin, ktoré boli pripravená ^echr.ol;?íami práškovej metslurffie. 1/ Žiarupevné niklové zliatiny /disperzná nespevnené/: a/ nemodifikované chemické zloženie: IN 130, LC Astrcloy, U 700, -tfaspaloy, Hené SO. AF2 IDA, MAE-K-203, IN 713LC, IN 718, IN 736, IN 792, A? 115 b/ zliatiny s modifikovaným chemickým zložaní™.: ľ.??.L 76, IN 100, Fené 95, KAF-K-432

- 94 c/ nové žiarupevná zliatiny, pripravené z oráškov, ktoré boli vyrobené rýchlym ochladzovaním /rapid solidification rate - RSR/; jedná sa o zliatiny na báze ternárnej zliatiny /Ni - Al - V.o/ resp. systému /Ki - Al - Mo - X/ C 4 J : RSR 103, RSR 104, R3R 143, RSR 185 Záver Vývoj žiarupevných zliatin pripravených práškovou metalurgiou v minulosti ako aj v súčasnosti je vyvolaný najma požiadavkami leteckého priemyslu. V budúcnosti tak isto podobný vývoj žiarupevných zliatin možno očakávať aj pre priemyselné turbíny. Využitie práškovej metalurgie umožňuje dosiahnuť nielan zlepšené mechanické vlastnosti žiarupevných zliatin, ale aj ich neobmedzené legovanie, t.j. vývoj nových chemických zložení týchto materiálov. V súčasnosti intenzívny výskum je vo vývoji technológií práškovej metalurgie, ktoré by umožnili výrobu rozmerovo presných a tvarovo vysokokomplexných výlisiíov. V tejto súvislosti je potrebná pripomenúť technológiu vstrekovacieho tvárnania /injection moulding/. Ukazuje sa, že táto technológia je vhodná pre oblasť žiarupevných zliatin najmä pre hromadnú výrobu, čo prináša ako materiálové úspory, tak aj podstatné zníženie nákladov na výrobu súčiastok práškovou metalurgiou. Ďalším predmetom výskumu v oblasti práškovej metalurgie je príprava integrovaných výliskov, ktoré sú charakterizované materiálovou kompozíciou vzhľadom na požiadavky budúcej aplikácie a schémy zaťaženia súčiastky. Materiálová kompozícia môže byť v rámci integrovaného výlisku tvorené bud rôznymi práškovými materiálmi, alebo vytváraním kompozitných materiálov spevnených kontinuálnymi alebo diskrétnyxi vláknami. V tejto oblasti v budúcnosti možno očakávať najväčšie zmeny e to prípravu kovo - keramických kompozitných materiálov vyznačujúcich sa vysokou žiarupevnosťou a dostatočnou plasticitou.

- 95 Literatura: 1.

Kenricks, R. J. : Frontiers of High Temperature Materials, Proc. Inco KAP Conf. , Kay 1981 s. 63

2.

Výskumné správa štátnej výskumnej úlohy III - 6 - 5 - 1: Výskum fyzikálnometalurgiekých procesov pri príprave nízkotaviteľných a vysokotaviteľných korcpozitov, UKM SAV, október I960, s. 20

3.

Emmer, 5. : Kandidátska dizertačné práca, Kévrh prípravy kompozitných materiálov izostatickým lisovaním a štúdium ich vlastností, november 1977, s. 99

4.

Aigeltiner, i.H. , Bates, R.S. , Gould, R.?.'. , Hren, J.J., Rhines, F.N. : Rapid Solidification Processing - Principles and Technologies, Claitor's Publishing Division, Baton Rouge, Lousiana 1978, s. 291

•I

i "if

- 96 VYUŽITIE METÓDY RIADENEJ KRYŠTALIZÁCIE FRE ZVYŠOVANIE ÚŽITKOV ľCH VLASTNOSTÍ NIKLOVÝCH ZIARUPEVNYCH ZLIATIN Doc.Dr.Ing. Marcel Žitňanský,DrSc. SVŠT Bratislava, Strojárskotechnologická fakulta so sídlom v Trnave, Katedra náuky o materiáloch.

1. tívod Prevádzkové vlastnosti niklových žiarupevných zliatin z ktorých sa odlievajú lopatky spaľovacích turbín sa v súčasnosti už nedajú výrazne zvýšiť -využitím stávajúcich metalurgických procesov. Pre uvedený zámer využíva technická prax proces riadenej kryštalizácie* Týmto procesom sa výrazne zvýšia úžitkové vlastnosti niektorých stávajúcich žiarupevných niklových zliatin. Výskumníci zvyšujú výkon turbínového motora tým spôsobom, že pracuje pri najvyššej možnej teplote, aby sa zlepšila jeho účinnosť. Z toho vyplýva, Že lopatky spaľovacej turbíny sú stále pod napätím pri vysokej teplote. Pri takých podmienkach sa materiál kontinuálne deformuje pri konštantnom napatí - je namáhaný na creep. Počas posledných 30 rokov vzrástla vstupná teplota spaľovacích turbín až o 530 C, a to z 81? na 1 345 °C. Ťažisko vývoja aa v súčasnosti presunulo zo zliatin na technológiu riadenej kryštalizácie. Ide o odlievanie lopatiek spaľovacích turbín so štruktúrou stípikovou alebo monokryštálovou, a to lopatiek nechladených ako i s chladiacimi kanálmi. Výrobcovia spaľovacích turbín v zahraničí, najmä leteckých, už používajú v motoroch lopatky s riadenou kryštalizáciou. 2. Princíp procesu riadenej kryštalizácie Pri procese riadenej kryštalizácie /RK/, obr.l sa ŠKF pohybuje určitou rýchlosťou, spravidla v Q - const, relatívne k zdroju tepla - horúcej komory, do chladenej zóny, pričom sa tavenina ochladí pod T g . Na fázovom rozhraní sa vytvorí

- 97 -

aí

r

Obr.l Schématické usporiadanie sústavy pri procese RK, 1-pohyblivý stôl, 2-podlaha, 3-ŠKF, 4-vrstva dezorientovanej štruktúry, 5-stípikové Štruktúra, 6-horúca koaora, 7-tavenina, w—j-fázové rozhranie teplotný gradient G L a G g . Ak rovinné FR sa pohybuje rýchlosťou w ^ = const, tepelná rovnováha sa dá vyjadriť ako rozdiel teplotných vodivosti rovný teplu tavenia, [1,2] H

tav

(D

Z rov.(1)možno určiť *««, keby bola nezávislá od v a ostatné veličiny by boli známe. Potom v ^ = Wp R mQX ak GT-*-O, hodnota wťn ___ M max bude rásť s rastúcou hodnotou G Se čo znamená, že stuhnutú časť odliatku treba chladiť. Hodnoty G g a G, sú závislé od usporiadania sústavy horúca komora a chladič. 3. Usporiadanie experimentu Koncepcia zariadenia pre proces RK je určená v prvom rade stupňom vedeckej úrovne v odbore a množstvom finančných prostriedkov. Používa sa usporiadanie procesu RK v priestore také, že: 1. ŠKF sa umiesti tak, ako uvádza obr.l a vyťahuje sa z horúcej komory v smere zvislom. 2. ŠKF sa umiesti do horúcej komory, pri procese RK sa nepohybuje a v smere vertikálnom sa pohybuje horúca komora. 3* ŠKF sa umiesti do horúcej komory a pri procese RK sa pohybuje vo vodorovnom saere* Používajú sa aj iné kombinácie pohybu. Na rieíiteľskom pracovisku SVŠT v Bratislave, od 1.1.1986 na Strojárskotechnologickej fakulte SVŠT v Trnave, sme úspešne vyriešili koncepciu procesu RK so zámerom realizovať usporiadanie podľa

- 98 bodov 1 a 2. .Tiller [1] odvodil vzťah pre zabezpečenie rovinného FR pri procese RK jednoduchého'binárneho alebo eutektického systému, vzťah (2) * Je to základný vzťah vyjadrujúci hlavné parametre procesu RK. Pre prípad jednoduchého systému sa dé veľmi dobre definovať. V prístupnej (2) literatúre sa nenachádzajú informá"PR cie o tom, ako sa dá odvodiť vzťah (2) pre mnohokomponentný systém. Autor definoval pracovnú hypotézu, ktorá umožňuje určiť parametre procesu RK vyplývajúce zo vzťahu (2). ' Na pracovisku SVŠT v Bratislave, Katedra náuky o materiáloch StF SVŠT v Trnave, sme vyriešili vzájomnú súvislosť medzi parametrami uvedenými vo vzťahu (2) experimentálne tak, 2e fázové rozhranie bolo rovinné. Na obr.2 je uvedená postupnosť vývoja rovinného fázového rozhrania.

Obr.2 Postupnosť vývoja rovinného fázového rozhrania pri procese RK, zliatina LVN 10, älrka vzoriek 50 mm. Výskum procesu RK sa robil so zliatinou sovietskej proveniencie s označením ŽS6 K. Tomuto rozhodnutie predchádzal výskum, ktorý sa robil na dvoch zliatinách domácich a jednej zahraničnej s označením LVN 10, LV,-* il a M A K M246. 4. Matematicko-fyzikálna predikcia kryštalizačného intervalu zliatiny ŽS6 X

- 99 Spôsob predikcie je založený na aditívnom iSCinku rozpustených komponentov v nikli. Vychádza z analytického vyjadrenia kriviek likvidu a solidu v tvare polynomov druhého stupňa binárnych rovnovážnych systémov nachádzajúcich sa v blízkosti čistého niklu. Výsledky získané predikciou sa porovnávali s výsledkami získanými termickou diferenciálnou analýzou na prístroji firmy NETSCH. Keys a Chipoan [3] ukázali, že platí termodynamicky podložený vzťah pre zmenu teploty tavenia základného kovu A pridaním malého množstva komponentu B, rov. (3). Pre veľmi zriedené roztoky sa (l-krt n ) N r n krivky solidu a likviM o du mÔŽU nahradiť

T

B ~

(l-koftn „2

)

,B'

vk

2

"W L,B

A „

O,B

2

I

B

2

= 832,2832 c(i-*, " k ° ') B k ' oB

M

°B B

ly = S In B

T

L,B " a L,B Í N L,B> 2

T -a f H ) T S,B " ^ . B ^ S . B 1 a

2

+

kami a kryštalizačný interval roztoku A-B l J * označený výrazom I R v kove A sa dá vyjadriť rov. (4), pre nikel (5) rov. (5). Za predpokladu vzájomnej nezávislosti účinkov kosi(6) ponentov na znenu teploty tavenia základného kovu A, ktorý je

^ ^ L ^ B+ T M

...

+ b N +T Ď T S,B M S,B M

+

N

h " ( L,B"s,B) { L, B )

2+

b

b

ekvivalentný zanedbaniu vzájoanej i n t . r a k c i . komponentov, dá

( L,B- S,B^L,3 (8) " ^

J

^

novižny kryštalizačný interval 1^ roztoku, rov. (6) iba na základe pozr o z t o k C nania hodnôt k 0 B a N I, B T?TÍPMAM B # *** y •• krivky likvidu a «olidú obecne dajú vyjadriť polynomom, pri podmitnkt, i* nepredpokladáme, že ide o roztoky veľmi zriedené ako v predchádzajúcom prípade. Kuchař a kol. [4] vyjadril teplotu likvidu a sclidu pre primes B v tvare rov. (7)•

- 100 Kryštalizačný interval roztoku komponentu B v kove A, In sa dá napísať v tvare, rov. (8), pri podmienke, že N^ fi - N g g. Za predpokladu vzájomnej nezávislosti účinkov komponentov na zmenu teploty tavenia základného kovu A, dá sa určiť 1^ "zmesi" podľa rov. (6). V tab.l sú uvedené hodnoty, ktoré sa získali jak predikčnými výpočtami tak exTabuľka 1.: perimentálnou metódou DTA. A Spôsob určenia I k k Z tab.l vyplýva, Podľa rov. (S) a.(6) 4 71 že súhlas vypočítaPodľa rov. (e) a. (6) 4 71 ných hodnôt 1^ s hod8 DTA-krivka ohrevu 81 notami nameranými me6 DTA-krivka ochladzovania 82 tódou DTA s ohľadom DTA-priemerná hodnota na presnosť stanove82-8 z kriviek ohrevu a nia chemického zložeochladzovania nia a kriviek DTA a vzhľadom k zavedeným predpokladom vymedzujúcim platnosť výpočtov sa dá považovať za veľmi dobrý. Podľa očakávania obidve predikčné metódy poskytujú hodnoty kryštalizačného intervalu vzájomne blízke, lebo ide o zriedené roztoky, rádové do obsahu primes i 1 až 2 hmot.-%, s výnimkou Cr, Ho, AI, Co, Ta, Ti, ktoré väak majú blízke krivky solidu a likvidu, k „ leží v intervale 0,8 až 1,0 a preto vykazujú malý príspevok k hodnote kryštalizačného intervalu 1^. V prípade primes! s hodnotou kQ B <Š1, ako sú prvky B, S, Ce, O, P, ktoré a Ni netvoria tuhý roztok, prvky B a S sa nezahrnuli do uvedených.výpočtov. Prínosom predloženého spôsobu predikcie je skutočnosť, že touto metódou sa dá vopred oceniť vplyv jednotlivých prísad na veľkosť I k a tak realizovať prínos teórie legovania pre^tvorbu žiarupevnej zliatiny na základe niklu. Zhoda vypočítaných a nameraných hodnôt I k je napokon v prvom priblížení potvrdením oprávnenosti predpokladu vzájomnej nezávislosti účinkov komponentov na zmenu veľkosti Ij.. Takže do vzťahu (2) môžeme za I- dosadiť vypočítanú hodnotu 1^.

- 101 5. Dosiahnuté výsledky Pri hodnotení výsledkov sa použili klasické a moderné analytické a diagnostické metódy, pričom sa skúmal vplyv parametrov procesu riadenej kryštalizácie na štruktúru a pevnostné charakteristiky zliatiny ŽS6 K. Vyvinutý proces sa overil na sérii štyroch typov lopatiek spaľovacej turbíny. Výrazne sa predĺžil čas do lomu, a to až päťnásobne, ťežnosť sa zvýšila až trikrát. Vyrobené lopatky sú bikryštélové alebo monokryštelové. Séria lopatiek sa namontovala do skúšobnej turbíny a skúma sa účinok NCÚ špeciálneho cyklu na degradáciu hmoty lopatiek. Uvedené lopatky už odpracovali vyše 19 000 cyklov a skúšky pokračujú. Pri skúmaní procesu riadenej kryštalizácie sa použila i špeciálna skúšobná tyčka, ktorá sa vyrobila z rúrky s hrúbkou steny 2 mm a dĺžkou 80 mm. Rúrka bola odliata ako monokryštálová bez použitia keramického jadra. Proces bol reprodukovatelný a možno ním simulovať proces RK dutých tenkostenných telies. Použitá literatúra [1] Tiller W.A.: Part I,II,III, J. Apl. Physics Vol. j&, N° 9, Vol. ,26, N°l, 1963 a 1965. [2] Me Lean M., Qusted P.N*: Creep of directionally solidified Superalloys and Eutectic Composites. Konf. Creep and Eracture, Swansea-Guct, 1931, s.157-168 [3] Hayes A., Chipoan J.: Trans. AIME, 135, 1939,85 (4] Kuchár L., Drápal J.: Rozdělováni příměsí v niklu při řízené krystalizaci. Dom techniky ČSVTS Bratislava, Vyókopev. mat. nekon. metalurgie, 1983, s.60-69 [5] Žitňanský U. a vŕešťál J.:Približné metódy predikcie kryštalizačného intervalu mnohokomponentných zliatin niklu. Kovové materiály, SAV, 1986, s.677-688 [6] Žitňanský M.: Doktorská dizertačná práca, SVŠT Bratislava, 1984

y /'•

*•

- 102 STRUKTURA Á VLASTNOSTI T V X S E N Í C H DISK& PRO FLYNOVĚ TURBOTŕ Ing.K.Hrbáček,CSc.f Ing.J.Kudrman.CSc, RITDr.J.Holub,CSc. SVUM Praha, PBSZKG Brno*. Pro výrobu disků plynových turbin se užívá slitina sovětské provenience El 437 BUVD, která je obdobou Jľimonicu 80A. Perspektivně se uvažuje o slitině £1 698 VD, se zvýšenými užitnými vlastnostmi legováním molybdenem a niobem. Disky jsou podrobeny velmi přísným zkouškám na jejich jakost. To klade vysoké nároky na dodržení předepsaných technologií výroby a tepelného zpracování. Slitina El 437 BUVD je náchylná ke zhrubnutí zrna, což má za následek zhoršení plasticity a tadíž nevyhovující mechanické vlastnosti. Cílem metalografického výzkumu bylo podrobně poznat strukturní děje v obou slitinách a tak předcházet zmetkovitosti vhodnou úpravou technologických postupů, resp. stanovit optimální postupy u perspektivní slitiny El 698 VD. Materiál a experimenty Chemické složení slitin v SShm je následující : prvek

C

Cr

Ti

AI

19,0 El 437 0,04 0,7 2,65 BUVD -0,08 -22,0 -2,90 -1,0 El 698 0,03 13,0 2,35 1,45 VD -0,07 -16,0 -2,75 -1,80

Mo

Nb

-

-

2,8 1,9 -3,2 -2,2

Ni zbytek zbytek

Byla sledována kinetika strukturních dějů probíhajících v oblasti rozpouštěcích a vytvrzovacích teplot. Rozpouštění sekundárních fází bylo posuzováno po 2h žíhání při různých teplotách. V oblasti vytvrzovacích teplot byla při čtyřech úrovních hodnocena kinetika vylučování fáze y' v průběhu izotermickó prodlevy. Pozornost byla věnována i strukturním změnám po tváření za tepla. U vzorků ve tvaru klínu bylo modelováno tváření v rozmezí deformací 5-3O#. Byly hodnoceny strukturní změny v závislosti na stupni deformace.

- 103 Kinetika strukturních dějů - slitina El 437 BUVD Po technologickým předpisem doporučeném tepelném zpacování 1080°C/8h/vzduch -*- 770°C/l6h/vzduch bylo realizováno rozpouštěcí žíhání v rozmezí teplot SOO-llSO0^odstupňovaných po 50°C. Kinetika rozpouštění sekundárních fází byla sledována kvantitativní steréologickou analýzou. Aplikována byla momentová-metoda podle Saltykova /ly^. úspěšně užitá již dříve /2 f 3/. Sledované strukturní parametry* střední rozměr částice (D v )v» (Dgu^C* počet částic na jednotku objemu (W v >^ nebo plochy hranice (H G B ) C » střední volné mezičásticová vzdálenost (Xy)f , (\B)(J a objemový podíl fáze j.' (V v ) }4 > , dávají informace o změnách fáze y a karbidů na hranicích zrn. Zjištěné závislosti na obr. 1 a 2 ukazují, že částice j»' se intenzivně rozpouštějí při teplotách nad 900°C a karbidy na hranicích zrn od teploty 1050°C. U fáze y je do 900°C dominantním dějem hrubnutí. U karbidů Mg^Cg vyloučených na hranicích zrn se tento proces projevuje až do 1000°C. Pak již převládá rozpouštění. Einetika vytvrzování fází
- 104 Kinetika strukturních dějů - slitina El 698 VD Základní tepelné zpracování této slitiny je třístupňové: 1120°C/8h/vzduch •* 1000°C/4h/vzduch -»-7500C/20h/vzduch. RozpouStěcí žíhání bylo aplikováno opět v rozmezí teplot 7501150°C s intervalem 50°C a s dobou výdrže 2h. Hrubnutí částic f bylo pozorováno od 850°C, nad 900°C již převažovalo jejich rozpouštění. Odlišná situace byla při rozpouštění karbidické fáze. Hrubé karbidy na hranicích zrn se rozpouštěly opět od teploty 1050°C. RelativnS stabilní však zůstávají jemné karbidy hustě vyloučené uvnitř zrn. Vzhledem k chemickému složení slitiny můžeme předpokládat, že jde především o částice typu Nb(CK). Strukturní změny byly sledovány opět kvantitativné. Změny strukturních parametrů hodnotících ŕási ý jsou podobné jako u slitiny El 437 BUVD. Pouze při teplotě 900°C se hrubnutí částic projevuje výrazněji /obr.4/. Obdobný je i průběh strukturních parametrů popisujících kinetiku změn karbidů vyloučených na hranicích zrn. Ukazuje se poněkud vyšší stabilita, daná přítomností dalších karbidotvornych .prvků ve slitině. Rozpuštění karbidů Mo^Cg na bázi chrómu zůstává však dominantním dějem /obr.5/. Dále byly spoleSně hodnoceny.karbidy uvnitř a na hranicích zrn. Zjištěné závislosti potvrzují, že dochází k hrubnutí částic, nicméně i po 2h žíhání při 1150°C zůstává ve struktuře znaSné množství těchto karbidů /obr.6/. Kinetika vylučování precipitátů ý byla sledována při teplotách 700, 750 a 800°C s dobami výdrže 1, 2, 4, 8 a I6h. Při 700°C byla fáze y zjištěna až po 2h a po celou dobu žíhání byly částice velmi disperzní. U vyšších teplot'probíhala precipitace rychleji, úměrně zvýšení teploty. Částce však byly ve všech případech velmi jemné. Změny strukturních parametrů částic y jsou pro teploty 700 a 800°C na obr. 7 a 8. Změny v disperzitě karbidů byly při těchto teplotách malé, i když hrubnutí v průběhu izotermické výdrže bylo zaznamenáno jak u karbidů uvnitř zrn tak i na hranicích* Sledovaná slitina je při vysokých teplotách vytvrzena karbidy niobu, které brání pohybu hranic zrn. Tím je dosaženo

- 105 jemnozrnné struktury po tváření a tepelném zpracování. Hehrozí tedy nebezpečí zhoršení mechanických vlastností v důsledku zhrubnutí zrna přehřátím nebo rekrystályzací po kritickém stupni deformace v takové míře, jako u předchozí slitiny* Optimalizace kovacích teplot Vlastnosti kovaných disků jsou kromě chemického složení dány i mikrostrukturou, jejíž stav závisí na kovací teplotě a v neposlední řadě i na stupni protváření T různých partiích disků. Parametry sekundárních fází jsou kováním ovlivněny jen málo a stupeň vytvrzení je určován následným tepelným zpracováním. Silně se může měnit velikost zrna v souvislosti s podmínkami rekrystalyzace a nehomogenitou deformace. Velikost zrna do značné míry určuje odolnost proti únavě i další mechanické vlastnosti. Pěchování klínových vzorků při teplotách 950-1160°C umožnilo sledovat strukturní změny vyvolané deformací za tepla v rozmezí 5-30%. U slitiny El 437 BUVD se od teploty 1140°C výrazně projevuje skutečnost, že dochází k rozpouštění sekundárních fází. Důsledkem je intenzivně probíhající rekrjstalizace po tváření a výrazné zhrubnutí zrna. Závislosti velikosti zrna na stupni deformace pro jednotlivé kovací teploty jsou na obr. 9* Stejný experiment byl proveden i u slitiny £1 698 VD. Přítomnost karbidů niobu v základní hmotě značně snisuje schopnost migrace hranic zrn a výrazně zpomaluj* i rekrystalizační děj. Ani při nejvyšší teplotě a nejvyšším stupni deformace nedošlo při volném chladnutí po pěchování k úplné rekrystalizaci. Závislosti velikosti zrna pak mají a ty pick/ průběh a při vysoké teplotě a stupni deformace dochází ke zjemnění zrna /obr.10/. U této slitiny byl stanoven podíl rekrystalizace s teplotou a stupněm deformace. Výsledky ukazují, že slitina El 437 B07D je velmi citlivá na kovací teplotu. Snadno dochází ke zhrubnutí zrna, které vede ke zhoršení mechanických vlastností. Provedené experimenty naznačují, že možnost zlepšení strukturního stavu a tím

- 106 dosažená lepších mechanických hodnot je ve snížení kovací • teploty pod 1140°C. Slitina £1 698 VD není ke hrábnutí zrna citlivá a ani při vyšších kovacích teplotách nebyl pozorován výrazný růst zrn. Je pravdepodobné, Se nebude citlivá na výkyvy kovací teploty a na přehřátí a po tepelném zpracování budou snáze dosahovány potřebné vlastnosti* Literatura: 1. Saltykov S. A., StereometriSeskaja Metallografija, Metallurgija, Moskva 1970 2. Kudnnan J., Holub J # , Vobořil J., Prakt. Met. 16,1979,132 3. HrbáČek K., Kudnnan J., Hakl J,, Pech R., Prakt. Met. 22, 1985, 171

800

900

T CC I 100 °

Obr. 2 Obr. 1 Z ceny strukturních parametrů Změny strukturních parametru fáze V s teplotou (El 437 BUVD) karbidů na hranicích zrn s tepť ^ lotou (El 437 IUVD)

- 107 -

T ra-

Obr. 3 Vliv doby vytvrzování (El 437 BUVD)

T i-ci—

Obr. 4 Změny fáze *' s teplotou (El 698 VD)

ä TPCl

Obr. 5 ; Změny karbidů na hranicích zrn' s teplotou (El 698 VD)

IVO

1200 Tit) —

Změny všech karbidů s teplotou (El 698 VD)

- 108 -

Obr. 7 Vliv doby d y vytvrzování při 700°C (El 6S8 VD)

lihl - "

Obr. 8 Vliv doby vytvrzování p ř i 800°C (El 698 VD)

Obr. 9 Změny velikosti zrna a deformací

jro různé koví pro různé Jcoyací teploty [El 437 B U V D ) (El

10

20 30 — = — - í ľ/.\

Obr. 10 Změny velikosti zrna s deformací pro různé kovací teploty (El 698 VD)

- 109 ZÁKLAĽSÍ UŽITNÉ VLASTlíUSTI NOVÉ Ni SLITINY LVN-15 I n g . J . H a k l , C S c , Ing.R.Pech.DrSc, Ing.V.BÍna.CSc. ,prom.mat., z Ing.K.Hrbáček,CSc. , Ing.L.Záboj** x 312 SVIÍM-Praha, ?BS-Brno , ZVL Pov.Strojárne - Pov. Bystrica 1

Úvod Potřeby čs. výrobců turbodmychadel a plynových turbin byly dosud uspokojivě kryty několika žárupevnými Ni slitinami, které se u nás výrobně a provozně osvědčily. Z hlediska žárupevnosti patří ke špičce slitiny LV1J-9 a LVIJ-10. Tyto materiály jsou však v CSSR používány již více než 15 let a pro modernější konstrukce nebudou vyhovovat. Vznikl proto požadavek na vývoj a výrobní osvojení nové lité slitiny, která by vykazovala vyšší žárupevnost oproti naší dosud vrcholné slitině LVN-S. Tento materiál bude nezbytný pro stavbu plynových turbin, s jejichž výrobou se uvažuje v 90. letech. Nová slitina má prozatímní označení LVN-15 a její výzkum dosud probíhá. Cílem našeho příspěvku je shrnutí dosavadních poznatků o žárupevnosti a základních mechanických vlastnostech slitiny LVN-15 a problémech, které lze očekávat při výrobě a aplikaci dílců, vyrobených z tohoto materiálu. 2. Přístup k zadané problematice Požadovaný nárůst žárupevnosti oproti slitině LVN-9 je možno dosáhnout vhodným chemickým složením, aplikací modernější technologie či kombinací obou těchto možností. Vzhledem k současné úrovni technologického vybavení čs. sléváren přesného lití a blízké perspektivě jsme se prozatím orientovali na první řešení. Na základě literárního studia, vlastních experimentálních výsledků a a přihlédnutím k dostupnosti surovin jsme se zaměřili na Ni sli-tinu 9Cr-2Mo-1OW-2,5Ti5,5Al-10Co-1iíb-C,B,Zr,Ce, Ni zákl., kterou považujeme za optimální pro Čs. podmínky. Slitími je vhodná pro přesné lití metodou vytavitelného modelu, a to pro výrobu odlitků, s ekviaxiální strukturou. Vzorem pro LVN-15 je sovětská slitina ZS6U. Složením je též blízká známé americké JíAH-íí 200. Významnou fází počátečních prací bylo studium metalurgie a slévárenské technologie nové slitiny. Jednalo se o

;'

Á

^

- 110 rozsáhlý soubor experimentů, zaměřených na nalezená závislosti mechanických vlastností na přípravě taveniny, vtokové soustavě a tvaru polotovarů zkušebních vzorků, podmínkách tuhnutí odlitků a jejich tepelném zpracování. Bylo nutno překonat i různé problémy, související se zjišťováním mechanických vlastností této vrcholné superslitiny při vysokých teplotách. Přesto, že LVN-15 je technologicky poněkud náročnější než dosud zavedené slitiny, podařilo se nám nalézt podmínky, za kterých je možno reprodukovatelným způsobem zajišřovat předpokládané hodnoty žárupevnosti /1/. 3. Experimentální materiál K výrobě vzorků pro studium základních mechanických vlastností a odolnosti proti tečení jsme použili předlité válcové polotovary 0 1 6 x 70 mm, odlité . za stálých podmínek do samonosných keramických skořepin. Materiál byl nataven a odlit ve vakuové indukční peci během 10 taveb, přičemž tuhnutí odlitků probíhalo za kontrolovaných podmínek. Jeho chemické složení, určené jako střední hodnota z analýz čtyř taveb, bylo následující {% hm.): 0,2% C; 8,61% Cr; 1,39% Mo; 9,67% Wj 1,87* Ti; 5,6Sí£ Al| 9,44% Co ř 0,825i Nb; 0,042% Zrj 0,01% Bj max. 0,01 ?i Ce; 0,09% Pej 0,047% Si; max. 0,005% Kn; 0,0022% N; 0,00087$ 0 2 ; max. 0,001% S; Ni základ. Z polotovarů byly vyrobeny tyče pro zkoušku tahem s měrným průměrem a délkou 0 5 x 25 mm se závitovými hlavami M12 a dále tyče pro zkoušky tečení 0 4 x 12,5 m se závitovými hlavami M12. Materiál byl zkoušen tepelně nezpracovaný. Při hodnocení žárupevnosti byly k tomuto základnímu souboru 10 taveb přiřazeny ještě výsledky z 6 dalších taveb, jejichž chemické složení a výrobní postup byly velmi blízké výše uvedenému materiálu. 4. Základní mechanické vlastnosti Krátkodobé pevnostní a plastické vlastnosti byly zjistovány celkem na 24 ks tyčí v teplotním intervalu •<20;950> °C. Výsledky zkoušek jsou graficky- znázorněny na obr.1. Kromě průběhu středních hodnot (silné čáry)' jsou pro mez pevnosti R a mez 0,2 zde vyneseny i dolní toleranční meze (slabé čáry), nad kterými lze s 95% pravděpodobností očekávat výskyt uvedených vlastností.

.,

r. ; '

- Ill Je zřejmé, že teplotní závislost sledovaných charakteristik je obdobná jako u ostatních líi žárupevných superslitin. Pevnost a mez 0,2 a teplotou nejprve mírně narůstá a po překonání maxima v rozmezí asi 700 - 800°C nastává strmější pokles. Plastické vlastnosti nabývají relativně malých hodnot, což je u litých euperslitin běžné. U tažnosti A,- můžeme konstatovat, že minimálních výsledků bylo dosahováno při maximu pevnostních charakteristik. Hodnoty kontrakce Z však nebyly změnou zkušební teploty ovlivněny. Pro ilustraci lze o vysokých mechanických vlastnostech slitiny LVN-15 uvést, že při teplotě 95O°C jsou střední hodnoty Rp0,2 « 485 MPa

a

67 MPa

\" ° *

5. Zárupevnoat Zkoušky tečení byly provedeny celkem na 131 ks tyčí při teplotách 800 až 1050°C v rozsahu napětí 50 až 500 HPa. Celková doba souboru zkoušek ukončených lomem byla 69 136 h, přičemž maximální doba jednotlivé zkoušky dosáhla 3 232 h. Zkušební parametry byly voleny podle předpokládaného použití slitiny LVN-15 zejména při výrobě žárových částí leteckých plynových turbin, jejichž životnost bývá řádu 10 2 - 10^ h. Výsledkem matematického zpracování experimentálních dat bylo určení závislosti doby do lomu na teplotě a napětí. Grafické znázornění této závislosti je na obr.2. Dokladem vysoké žárupevnosti slitiny LVN-15 jsou následující číselné údaje (střední hodnoty): teplota (°C) 800 850 900 950 1000 1050 napětí (MPa) pro 1 0 ^ 447 294 204 144 100 65 6. Poznámka k hodnocení sériových taveb Vlastnosti sériových taveb žárupevných slitin se obvykle testují krátkodobou zkouškou tečení, přičemž pro áa/ié napětí a teplotu je požadována jistá minimální životnost. Při jejím dosažení se zkouška přerušuje a tavba se uvolňuje pro další technologická operace. Obvykle se zkouška provádí na jedné tyči z tavby. Pokud není dosaženo příslušné doby do lomu, zkouška se opakuje na dalších dvou tyčích a pro uvolnění tavby musí obi tyče vykázat požadovanou životnost. Pro slitinu ZS6U jsou příslušné atestační parametry následující /2/: napětí R - 225 MPa, teplota T « 975°C, doba do

í

•>', >j

SH

- 112 lomu t m i n = 40 h. Součástí našich prací bylo stanovení minimální doby do lomu při výše uvedených parametrech u slitiny LVN-15 a porovnání kvality slitiny IVN-15 s ZS6U. Uvedený postup odpovídá přejímee dvojím výběrem s operativní charakteristikou /3,4/ 2

Lp(n, .ng.c.,,^) * (1 - p)(1 + p - p )

(1)

pro o, = 1 , ng = 2 , c, = 0 , c 2 « 1 , kde n~ , n~ jsou rozsahy výběrů, c., Cg jsou přípustné počty nevyhovujících zkoušek, p je riziko poruchy vzorku při daných parametrech T, R a době t. Jestliže ve vztahu (1) položíme L « 1 - d » 0,95 (kde d je riziko dodavatele), bude p • 0,16. Z následujícího vztahu lze odvodit toleranční mez t , odpovídající pravděpodobnosti p

t p = exp(ln t s + fř°),

(2)

kde t_ je střední doba do lomu, E je kvantil rozdělení N(0,1) pro pravděpodobnost p, 0* je směrodatná odchylka. Z 33 zkoušek tečení slitiny LTO-15, provedených při parametrech R «= 225 MPa a T * 975°C, byla vypočtena střední doba do lomu t a směrodatná odchylka C logaritmu doby do lomu. V daném případě tyto veličiny nabývaly hodnot: t s » = 49,6 h a (f~ 0,09056. Pro hodnotu p * 0,16 a určené t a & dostaneme ze vztahu (2) tn -.(• * 40,3 h. To znamená, že při riziku o{ * 0,05 musí zkouška (nebo opakované dvě zkoušky) mít dobu do lomu minimálně 40,3k »aby materiál nebyl povalován za nevyhovující kvality. Stanovená doba 40,3 h na základě sledovaného souboru je zcela v souladu s deklarovanou dobou 40 h podle /2/. To rovněž svědčí o tom, že zkoušený materiál LTO-15 odpovídá kvalitě slitiny ZS6U. 7. Diskuse Slitina LVN-15 v současné době představuje materiál s nejvyšší žárupevností, který je v ČSSR k dispozici. Je přednostně určen pro konvenční výrobu přesně litých odlitků s ekviaxiálními zrny. Předpokládáme, že v blízké budoucnosti

- 113 bude možno její vlastnosti ještě vylepšit použitím technologie usměrněné krystalizace, jejímž výsledkem budou odlitky a rovnoosými zrny, orientovanými do směru hlavního namáhání. Slitinu LVN-15 z hlediska legování však nepovažujeme za optimální pro monokrystalové odlitky. Nárůst žárupevnosti slitiny LVN-15 vzhledem k LVN-9 lze kvantitativně charakterizovat srovnáním atestačních parametrů při krátkodobé zkoušce žárupevnosti. U obou slitin je při teplotě T = 975°C požadována minimální doba do lomu tffl^n = = 40 h; u slitiny LVN-9 je předepsáno napětí R = 196 KPa, u 1VN-15 však 225 MPa. Znamená to, že žárupevnost u nové slitiny je o cca 15% vyšší. Nová slitina je technologicky poněkud náročnější než ostatní čs. žárupevné materiály, a to nejen z pohledu metalurga či slévárenského technologa, ale i co se týče obrobitelnosti. Její zavedení je též podmíněno velmi dobrou úrovní zkoušení mechanických vlastností a chemické laboratoře. Celkově lze říci, že zkušenosti z uvedených oblastí jsou důležitější než pouhá znalost chemického složení slitiny. Jak však ukazují předložené informace, shrnující naše několikaleté poznatky, je výroba odlitků z LVN-15 v ČSSR reálná. Pro úplnost poznamenáváme, že základní užitné vlastnosti slitiny LVN-15 byly sledovány na materiálu v litém stavu, protože dosud zkoumané postupy tepelného zpracování nevedly k výraznějšímu zlepšení vlastností. Jistou nevýhodou slitiny LVN-15 je, že mimořádně vysoké žárupevnosti oproti ostatním čs. Ni slitinám je dosaženo na úkor jistého snížení žáruvzdornosti. Tato skutečnost je logická a plně odpovídá zkušenostem všech zahraničních výrobců Ni slitin. Souvisí to s relativně nízkým obsahem Cr v LVN-15 /5/« Z dostupné literatury nánnení známa žádné slitina, u které by bylo dosaženo tak vynikající žárupevnosti bez poklesu odolnosti proti vysokoteplotní korozi. Pro výrobce to znamená, že žárové části plynových turbin z materiálu LVN-15 budou muset být opatřeny vhodnými povrchovými ochranami. Slitina LVN-15 má díky komplexnějšímu legování těžkými prvky též poněkud vyšší měrnou hmotnost než slitina LVN-9. I pře* uvedené nevýhody považujeme slitinu LVN-15 za

!

>,<

- 114 velmi perspektivní materiál. Při výrobě odlitků lze použít známých a běžně zavedených technologií a jeho aplikace v podmínkách provozu představuje při prosté záměně za slitinu LVN-9 možnost zvýšení pracovní teploty v turbině asi o 20°C. Tyto skutečnosti umožňují snadné zahájení výroby a předurčují slitinu LVN-15 pro použití v nejnáročnějších pracovních podmínkách leteckých turbinových motorů. 8. Závěr V předložené práci byly uvedeny poznatky o základních vlastnostech nové žárupevné Hi slitiny, určené pro výrobu nejnamáhanšjších částí plynových turbin. Hlavní informace lze shrnout takto: a) Krátkodobá pevnost a mez 0,2 do teploty asi 700°C neklesá pod hodnoty, charakterizující materiál při teplotě 20°C. Nad teplotami asi 700-800°C nastává strmější pokles; úroveň pevnostních charakteristik však zůstává i při 95O°C velmi vysoká. Plastické vlastnosti jsou poměrně nízké a nabývají hodnot, které jsou obvyklé u litých Hi superslitin. b) Zárupevnost slitiny LVN-15 je v porovnání s LVN-9 o cca 15% vyáší. Přejímku sériových taveb je možno provádět krátkodobou zkouškou tečení při napětí R = 225 MPa, teplotě T = = 975°C, přičemž minimální doba do lomu musí být tmjn^O h. Literatura: /1/

HAKL.J.-PECHJR.-HRBXCEK.K.-HROCH^.-ZA^J.L.-ZIBRUÍÍ.J.:

Niektoré problémy zwiazane z krzepnieciem i wlašciwosciami odlewniczego zarowytrzymalego stopu niklu. Przeglad Odlewnictwa, 1988, v tisku. /2/ DOLEŽAL,B.: Nové materiály pro motor lí-602. Sborník Letadlové motory 9O.let, s.218. Ed.: CSVTS Motorlet Praha, 1986. /3/ BÍNA,V.: Pravděpodobnostní modely výpočtů životnosti a spolehlivosti. Strojírenství, 2JJÍ13Q1), č.5, s.284. /4/ ČSN 010255 - Statistická přejímka. /5/ PECH,R.-HAKL,J.: Vysokoteplotní koroze Ni slitin a jejich povrchové ochrany. Tento sborník.

- 115 -

1000 ®

in <

12

600

10 8 200

a a

—v— D

20

600

6 Q

4

B

O

OD

2

800 1000 teplota [X]

Obr. 1 Základní xechanické vlastnosti slitiny LVN-15

300 Obr,

*'"•" ú* y • • i **i o * T *~ '"t c t

400 500 napětí [MPd]

a "i i Ý "í n v

T VIC "• '; *"J

pUařV.T^ !

- 116 l.'OVÉ ľllíSTUŕY K rIODIľOTEI.TU JiCllťOLÔGIĽ FÁZ V iľlIiCVÝCII ŽlAllU ZKĽAT1KÄCII. lír och Pavel, Šukovský Milan ZVL. Považské strojárne, k.p. Považská Bystrica Vývoj žiarupevných niklových zliatin bol vyvolaný potřebo-.: zabezpečenia potrebných užitných jednotiek v letectve. í.'aoprv *° boli zliatiny tvárněné, neskôr zliatiny pre presné liatie. V súčasnosti sa jodná o komplexne, legované zliatiny obsahujúce 10 a viac prísadových prvkov, pre ktoré sa zaužilo označenie "superzliatiny", ktorých vývoj veľakrát prebiehal empiricky. Vzhľadom k veľmi zložitým priebehom fysikdlnor.:etalur£ických pochodov pri tavení, odlievaní, topelnon spracovaní a aj pri samotnej funkcii súčiastok nie sú úplne známe podmienky vzniku jednotlivých štruktúrnych fáz a termodynaniic!cá stabilita fázových systémov. Z týchto dôvodov sú v súčasnej tobe potrebné äalšie práce z oblasti fyzikálnej metalurgie niklových superzliatin, ktoré by prispeli k zvýšeniu ich užitkových vlastností. Ukazuje sa, že je potrebné pre každú zliatinu alebo skupinu zliatin komplexne riešiť závislosť medzi štruktúrnou stavbou a užitnými vlastnosťani, pričom u odliatkov vyrobených presným liatim má rozhodujúci význam štruktúra liateho stavu. V troch niklových superzliatindch boli metódou diferenciálnej termickej analýzy stanovené teploty likvidu, solidu, teploty ívryStalizácie primárnych karbidov a eutektika úplného rozpustenia fázy ť

f [T a teploty

v matrici T . Bola modifikovaná

a taktiež boli urôoné podmienky hĺbkového leptania štruktúry s následným vyhodnotením na elektrónovom rastrovacom mikroskope, chemické zloženie karbidov bolo určené pomocou energiovodisper2neho íaikroanalyzátora. Ďalej bolo sledované dendritické odmietanie a boli stanovené hodnoty efektívnych rosdeľovacích koeficientov pre jednotlivé legujúoe prvky v závislosti od technológie výroby /!/. V nasledovnom sú stručne uvedené výsledky analýzy Štruktúry pre jeden typ zliatiny.

f

- 117 Experimentálna zliatina Ki-V-.Co-Cr-Al-řSo-Ti-Kb Táto zliatina, ktorej chemické zloženie je v tabuľke č.l sa predpokladá k využitiu ako náhrada za súčasne aplikovanú zliatinu ŽS 6-K. Metalurgicko-teehnologické osvojenie tejto zliatiny v súčasnosti zabezpečuje v spolupráci so ZVL Považskú strojárne, SVUlí Praha /Z/. V porovnáni so známou sovietskou zliatinou ŽS 6-K (max. 12$ Cr, 6fó Al, 3fí Ti, k, 5$ Ho, 5$ Co, 5'jltf)má táto zliatina dvojnásobný obsah V a Co a znížený obsah Cr a Mo. Konštitúcia tejto zliatiny je zameraná na maximálnu žiarupevnosť, ktorá má byť minimálne o 15jí väčšia než u ŽS 6-K. Z toho dôvodu je znížený obsah chrómu, ktorý znižuje teplotu rozpustnosti pľ

rázy a tým nepriaznivo ovplyv-

ňuje creepové vlastnosti. Tabuľka č. 1

Chemické zloženie experimentálnej zliatiny (hmot

. £)

Prvok

¥

Co

Cr

Al

Mo

Kb

Ti

Fe

hmot.

10,2

10,1

9,8

5,8

2,9

o,85

2,2

0,1

c o,18

Ni zbyt.

Rozborom liatej štruktúr}' bol preukázaný dendritický charakter štruktúry s rozložením karbidov prevažne v medzi— dendritických priestoroch. Výsledky zisteného dendritického odmiešania sú v tabuľke č.2. Hodnota odmiešania h

bola sta-

novená ako pomer koncentrácie sledovaného prvku v medzidendritickom priestore ku koncentrácii v osi dendritu a z nej jednoduchým prepoíStom efektívny rozdeľovači koeficient. Tabuľka č. 2 Zistené hodnoty odmiešania (h ) a efektívneho rozďeľovacieho koeficienta (K „) Prvok h

o U ef

w

Al

Mo

Ti

Cr

Ki

Kb

1,11

0 ,68

1 ,57

1,54 0 ,97 0,99

Ä, 11

0 ,9

1

0 ,61

0,65

1 ,03

0,47

M

1,11

V štruktúre sa nachádzala štruktúrna zložka, ktorá pri metalografickou pozorovaní po naleptaní bežnými leptádlami, ktoré vyleptávajú fázu ý* , sa javí ako biele miesto. Po dlhšom leptaní sa tieto biele útvary rozpadávajú na menšie celky.

- 118 í'iestno bolo pozorované nahromadenie týchto útvarov,via obr.l. ľri pozorovaní týchto bielych útvarov na elektrónovom rastro— vacom mikroskope bolo zistené, že tieto útvary sa takmer v celej ploche nenaleptavájú. Čiastočne sa vyleptajú tenké pasty, ktoré sa sústreďujú na okraji útvaru (obr.lb). Z toho dôvodu bola uskutočnená leptadla. Po elektrolytickom leps n e n á zmena mena l p y p taní (12 ml l ffi\ro_+5g/K%/2SO^ + 35s kyseliny citrónovej v i l H„0 pri prúde ú d e 0,1 A/cm ) , sa vzhľad štruktúry podstatne zmenil, obr.2. Z pôvodných útvarov po odleptaní fázy í" zostali tenké žilky T

. Vzhľadom na morfologickú stavbu a pri porovnaní

s údajmi v literatúre / 3 / je možná predpokladať, že uvedené útvary sú eutektika

f/ľ* .

Na základe prvkovej analýzy, ktorá bola uskutočnená pre sledovanie rozloženia ôsmich logujúcich prvkov (na obr.3, obr.4 je ukážka rozloženia pre Ti a Cr) je možné konštatovať: « do eutektika sa sústreďuje prevažne Ni, A1, Ti čo odpovedá tvorbe fázy

/*'- Ni~ (Al, Ti)

- Cr,Mo,Co,IiD sa prevažne koncentruje mimo eutektika - Ti,¥,Mo,2ft> sa podieľajú na tvorbe primárnych karbidov - Cr,V,íío sú "vytláčané" pri kryštalizácii eutektík tvoria v tesnej blízkosti eutektika karbidy. Pozorovaním tenkých fólií na transmisnom elektrónovom mikroskope bolo preukázané, že subštruktúrna stavba eutektika a okolie eutektika včítane eutektickýeh karbidov je podstatne zložitejšie (4). Vzhľadom na vplyv karbidov na užitné vlastnosti niklových zlaitin bola pozornosť venovaná chemickému zloženiu a morfológii karbidov. V tabuľke 5.3 sú zhrnuté výsledky analýzy karbidov. Tabuľka S.3 Označenie W C

1

W O

ll

KC

eut

Enérgiovodisperzné analýzy karbidov (hnot.^)

Ti 26-30,1

•

lib

Mo

V

' • - •

Cr

Co

13, 2-19,1 3,5-4,6 44,W*9,7 0,5-0,9 -

26,5-31

29 ,8-32, 6

2,5-2,8

2-4,8

4,4-4,8 31, 5-38,2 0,5-0,7

-

27, 5-32,4 l,U, 2-46,4 0,2-24,4 0,8

- 119 Karbidy s väčším obsahon Kb označené ako I-IC-_ sa vyskytovali ako tenké "listkovité" alebo "ihlicovité" karbidy nedzi vedľajšími dendritickýini osami. Karbidy MC., tvorili veľké rozsiahle útvary. Eutektické karbidy označené 1-SC j j t vznikali na hranici eutektík

// /

a od prinárnych karbidov sa

odlišujú tým, že obsahujú chróm. Pre zistenie tvaru a morfologických znakov karbidov bola modifikovaná metóda hĺbkového leptania, Bolo dokázané, že primárne karbidy tvoria značne priestorovo zložité útvary, (viäobr.5). Je možné konštatovať, že v súčasnosti používané rozdeľovanie primárnych karbidov podľa tvaru na karbidy typu "čínskeho písna" a karbidy "kladivkovité" predstavuje určité zjednodušenie, ktoré vychádza z metalografického pozorovania rovinných výbrusov. 2 Á V E 11 Rozbor liatej štruktúry zliatiny Ki-If-Co-Cr-Al-Mo-Ti-Nb preukázal dendritické odmiešanie, kde pre legujiice prvky boli stanovené hodnoty odmiešania a hodnoty efektívnych rozdeľovacích koeficientov. Pre správne určenie eutektika

f/f'

bolo overené elektrolytické leptanie s nasledovným pozorovaním na rastrovacom elektrónovom mikroskope. Pre zistenie morfológie primárnych karbidov bola modifikovaná metóda hĺbkového leptania, ktorou bola preukázaná tvarová zložitosť karbidov. POUŽITÁ LITEPJÍ.TÚRA. 1.Hroch,P. et al.: Optimalizácia vlastností materiálov pre extrémne namáhané súčiastky. Správa ÚTIi 384-28 111 ZVL Pov.strojárne 1988 2.Hakl,J.: Výskum užitných vlastností žiarupevných slitin s vyššími užitnými vlastnostmi v porovnaní se slitinou ŽS 6-K. Zpráva SVtíM Praha, 1987. 3.Kiškin,S.T.: Pizika netaÍlov i tnetallovedenie, Tom 57, 1984, s. 951 - 958 4.Zrn£k, J., Kroch, P.: SubŠtruktúrna stavba eutektika v niklových superzliatinách. Košice 1988, nepublikovaná práca.

- 120 -

Obr.ľo sv.lCCCx

Ob r . 2 EV.1CCC x

- 122 VLASTNOSTI Ni SLITIN ROZHODUJÍCÍ PŘI ODHADECH NÍZXOCYKLO7ÉH0 ÚITAVOYÉHO ŽIVOTA DISKU LETECKÝCH TURBÍNOVÝCH MOTORU Ing.J.Statečný,C3c VSLÚ, Praha V posledních dvou desetiletích došlo k podstatným změnám v koncepci dimenzování konstrukcí a požadavcích, na vývoj a výběr materiálů poruchově kritických částí leteckých turbínových motorů (LTM).Příčinou jsou stále vyšší nároky na výkonové párame try,životnost a ekonomii provozu.Významným mechanismem únavového porušování se stal mechanismus nízkocyklové únavy (NCIJ) při superpozici dalších,časově závislých degradačních účinků. II současných motorů limituje život u více než 75% rotačních částí,u dřívějších motorů to bylo sotva 1%, Život v těchto podmínkách je definován počtem specifických letových cyklů do objevení smluvního rozsahu poškození s dostatečnou zálohou do celkové poruchy,požadovanou předpisy. "Hlídání" bezpečného života příslušných částí a jejich nucená výměna,je-li nižší než plánovaný život motoru,má velaii nepříjemné ekonomické důsledky. Pro konstrukci turbínových motorů LTM se používají prakticky výhradně Ni slitiny. Ve svém příspěvku se pokusím stručně shrnout základní kritéria směrodatná pro konstruktéra při jejich výběru z hlediska životnosti v podmínkách NCÚ. V uvedených souvislostech je třeba se nejprve zmínit o koncepcích řešení životnostních problémů částí LTM při NCÚ.Konstruktér může v podstatě použít dvě základní koncepce a jejich kombinace. Konvenční, pro poruchově kritické části převážní používanou koncepci bezpečné životnosti (Safe Life-SL) a perspektivní,ekonomicky výhodnější a obecně bezpecněj ši koncepci částí bezpečných při poškození (Damage lblerance-DT),resp.koncepci létání do bezpečné trhliny (Ply to Safe Crack - PSC).Koncepce SL prakticky vylučuje provoz s makrotrhlinou. Připouští s malou pravděpodobnostíí* 10~^) výskyt povrchové únavové trhliny v kritickém místě o rozměru spolehlivě detekovatelném použitou provozní nedestruktivní inspekční technikou ( NDIT ). Hodnota bezpečného

J /

^ jjL.'

- 123 r života Ng je společná pro celou populaci stejným způsobem provozované části. Minimálně 9S9 částí a 1000 je tedy vyřaacváno z provozu předčasně. Přítomnost počátečních defektů, které nepříznivě ovlivňují životnost, se vylučuje. Rozhodujícími prostředky životnostni analýzy je analýza napětí a vhodné únavové podklady. Tato koncepce je spojena s údržbou na pevaé časy. Koncepce FSC, která umožňuje údržbu podle stavu, využívá skutečný život každé části. Bezpečnost zajištuje periodickými kontrolami. Jejich interve3y odpovídají 1/2 zbytkového kvantilového života od spolehlivě detekovstelného poškození d« oeikové poruchy. Většinou se předpokládá, že celý život probíhá ve fázi šíření z počátečního defektu. Rozhodujícími předpoklady použití je znalost fáze rozvoje trhliny a spolehlivost NDIT. Pro návrhové účely věrohodnost prostředků lomové mechaniky. Koncepce SL se ve VZLÚ vyvíjí od konce 60-tých let a běžně se při vývoji 5s. motorů používá. Koncepce PSC je u nás předmětem zvýšeného zájmu od počátku 80-tých let v souvislosti se snahami o zavádění strategie údržby podle stavu i u poruchově kritických částí /l,2 /. Zejména v materiálové a fraktografické oblasti probíhá již dlouholetá spolupráce s SVÚH a PJPI ČVUT/3,4/. Konstrukce turbínového disku s vyhovujícími únavovými vlastnostmi je výslednicí životnostních analýz a optimalizačních studií. Relativně vysokým úrovním napětí a teplot s uplatněním setrvalých stavů musí odpovídat i volba materiálu z dostupných, technologicky vhodných Ni slitin, s požadovanými mechanickými a fyzikálními vlastnostmi.Únavové chování disku je možno charakterizovat závislostí šíření únavové trhliny na počtu letových cyklů* Únavová trhlina iniciuje po určité inkubační době.v kritické oblasti koncentrace napětí nebo počátečního defektu a pak se šíří většinu života únavovým procesem, při postupném poklesu zbytkové pevnosti, až do fáze, kďy dochází k rychlému šíření do konečného lomu - obr.l. Základní únavové vlastnosti materiálu můžeme charakterizovat únavovými křivkami hladkých vzorků při tvrdém nebo měkkém zatěžování a závislostí rychlosti šíření trhliny da /dN na rozkmitu faktoru inten-

ill ľni-

i r MI

••!» i W i r W I D i l l H W

Illlillll

III

- 124 žity napětí AK stanovené, na typizovaných, vrubových vzorcích - obr.2,3,4. Pevnější Ni slitiny, s vyšší hodnotou ťjg2 » dávají při stejných hodnotách rozkmitu deformace A£ vyšší hodnoty rozkmitu napětí Aé i jeho maximálních a středních hodnot. Při vysokých úrovních provozních teplot jsou ale jasně výhodnejší z hlediska monotónní pevnosti i iniciačního života při měkkém zatěžování a při tvrdém při nižších hodnotách AS . Výhoda se ztrácí při vysokých lokálních hodnotách A£ v oblasti koncentrátorů. Rychlost šíření má tendenci se s pevností zvyšovat, Negativně se uplatňuje zvýšení středních složek napětí,typických pro míjivý charakter zatěžování částí LIM. Výraznější je však efekt povrchových úprav pro zvýšení iniciačního života Ni. Uvedené vlastnosti je nutno vzít v úvahu i při posuzování uplatnění povrchových i podpovrchových defektů nadkritických rozměrů jako důležitých zdrojů vysokých lokálních hodnot A€ • Navíc k iniciačnímu životu, který by měl být co největší, dává předpoklady větší úspěšnosti materiál n nižší rychlostí šíření trhlin a významnějšími zpožďovacími efekty při uvažovaných spektrech zatíženi (úrovních teplot, asymetrii cyklu zatížení a délkách setrvalých stavů).Nižší rychlost šíření prodlužuje fázi do výskytu kriteriálního rozměru trhliny pro určení života NQ a fázi zbytkového života do celkové poruchy. Prodlužuje se nezbytný interval prohlídek při použití koncepce FSC a zvyšuje konseocratismus koncepce SL jako určité pojištění při výskytu počátečního defektu, který unikl přísná výrobní kontrole. Důležitá z hlediska uplatnění defektů a počáteční fáze šíření je prahová obla3t A K . Výhoda nižších rychlostí šíření krátkých trhlin a vyšších prahových hodnot AK f h příslušejících šíření dlouhých trhlin je zřejmá. Vyšší hodnota K c vede k menšímu poklesu zbytkové pevnosti Sásti s trhlinou nebo soustavou trhlin. To je významné zejména pří použití koncepce PSC a větším využití fáze šíření trhliny, kdy zbytková pevnost může klesnout pod přípustnou mez. Samozřejmě je nutno mít na zřeteli, že faktor AK je vyjádřením přímé vazby mezi napjatostí a rozměrem trhliny. Při použití

- 125 koncepce SL by trhlina kriteriálního rozměru (připustíme-li její výskyt) neměla prakticky základní pevnost disku snížit. Optimální chování materiálu při cyklickém zatěžování v určitých podmínkách je podmíněno optimálním strukturálnán stavem z hlediska dominujícího mechanismu poškozování.Jemnozrnná struktura je zpravidla homogénnej ä£ a vede k nižšíau rozptylu pevnostních vlastností. M ž e se ale uplatnit zvýšená tendence rychlého mezikrystalického šíření.Požadavek vyloučení nebo maximálního omezení výskytu škodlivých defektů je samozřejmý. Docílení požadovaných vlastností je podmíněno tírcvní technologického procesu. Při jeho nižší úrovni může být materiál s menší citlivostí na změnu technologických parametrů výhodnější. ITa obr.5 je schematicky naznačen přínos snížení rychlosti šíření kritické únavové trhliny z počátečního defektu změnou materiálu při použití koncepce FSC. Toto zvýšení může být využito buä k prodloužení inspekčního intervalu a zvýšení přínosu strategie údržby podle stavu, nebo ke snížení požadavku na citlivost NDIT. Pro všechny únavové jevy je charakteristický relativně velký rozptyl, který je odezvou variability všech faktorů ovlivňujících životnost. Tato skutečnost vyžaduje při všech životnostnich úvahách důsledný pravděpodobnostní přístup na statistickém základě. Větší rozptyly způsobí množství náhodných vlivů z nichž žádný nemá dominující účinek jako např. vrub nebo významná materiálová nehomogenita. U disku ITM je zpravidla rozhodující tvarový účinek geometrické diskontinuity nebo defektu snižující rozptyl. Ukázalo se ,že zvýšení rozptylu životů u pevnějších Ni slitin se projevuje především rozšířením rozptylového pásma směrem k vyšším hodnotám životů, zatím co minimální životy jsou zhruba stejné a závisí na tvarovém účinku - obr.6. To je důvod proč přístup k podchycení rozptylu použitím symetrických distribucí může vést k chybným závěrům. Vhodníjěím korelačním parametrem než rozptyl by mohl být variační součinitel, tj. podíl směrodatné odchylkys,„N a logaritmu středního života (og Ks t f. • Úzká vazba konstrukc-

> '

i Z ' ;• '-••

- 126 nich, technologických a materiálových faktorů je zřejmá. Únavové zkoušky naznačují nižší rozptyl ve fázi šíření únavových trhlin ve srovnání s fází směrodatnou pro stanovení hodnoty N Q . To by potlačovalo vliv význaame proměnné v živo tnostni analýze a snižovalo nejistotu z hlediska odhadu zbytkového života. Hové znalosti o proměnných řídících životnost a spolehlivost disků umožňují optimální výběr materiálu pro docílení co nejlepších provozních vlastností ,vychází-li se z podrobné analýzy poměrů v kritických oblastech částí, poušifcé koncepce řízení života a úrovně kontroly. Otázka využiti materiálu je neoddělitelně spojena s konstrukcí, technologií výroby a úrovní systému řízení kvality v celém rozsahu od výroby primárního polotovaru do montážního stavu. Úzká spolupráce v těchto oblastech je nezbytná. Ověřením vhodnosti výběru materiálu jsou výsledky únavových zkoušek reálných dílů a provoz. LITERATURA; /I/ STATEČNÝ,J. - DR3XLER.J.: Stav ve vývoji metodik odha životnosti disků leteckých turbínových notorů v podmínkách nízkocyklové únavy ve VZLÚ, zpráva VZLÚ V-14S6/83 /2/ DREXLER.J. - STATBČHÝ.J.: A Contribution to Airworthiness Certification of Gas Turbine Disks, Arti Reports, VZLÚ, 7 - 4 7 , 1986 /3/ CKAKAL.J. - KUDR3SAN,J. - HITILICA,F. - HOLUB,J. .-Fraktografická a metalografická analýza niklové slitiny EI698 a titanových slitin VT6 a VTS, zpráva SVÚM 7-87-5619, 1987 /4/ SIEGSL.J. -NEDBAL,I. - ANDR.J.: Komplexní fraktografická analýza porušování disků motoru 11601, zpráva PJPI-SVUT, V-KMAT-189/86 /5/ KCNIO,G.W.: Comparison Between the Properties of Conventional Vrought and Powder Metallurgical Alloys for Turbine Disks Applications, AGARD-CP-358, 1984.

- 127 -

RENE 9 5

• trhoci

WASPALOY

T « 600#C Hlodké worky

—

letové cykly

Pbr.l:Růst poškození-pokl«» pernosti

0 br.2:Únavové křivky-tvrdé zatěžování 75/

120O

v

|

Hlodké vzorky

900

N; slitiny

800

— 6 0 1 IMPO] - * -

1200

0br.3íÚnavové křivky-aíkké (MM-K,)

Cbr.4:Rychlost Síření únavových trhlin 1303

Inspekční interval

1203

Potok runová povrchová trhlina,

•00 70& N

i

—ittové cykly - * -

H f 1

Obr.5ÍZisk prodloužením fáze Síření

hloubka 0,1mm

4

io

w*

Obr. 6 :Změna rozptylu s pevností Ni s l i t i n /5/

Název publikace

fc;

Pokroky ve vývoji žárupevných austenitických ocelí a niklových slitin pro energetické strojírenství

Autor Rok vydáni

Kolektiv autorů

Počet výtiakfi

130

Publikační číslo

68 -12.16/60/510/88 Dům techniky ČSVTS české Budějovice

Vydal a vytiakl

1988

Publikace je prodejná pouze socialistickým organizacím; neprošla jazykovou úpravou* Dům techniky ČSVTS České BudSjovice 1988